WO2023080632A1 - 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet used for structural members of automobiles, and more particularly, to a high-strength steel sheet excellent in crash resistance and formability and a manufacturing method thereof.
  • high-strength automotive materials can be classified into precipitation hardened steel, baking hardened steel, solid solution hardened steel, transformation hardened steel, and the like.
  • transformation-enhanced steel examples include Dual Phase Steel (DP Steel), Complex Phase Steel (CP Steel), and Transformation Induced Plasticity (TRIP Steel) steel. These transformation hardened steels are also called Advance High Strength Steel (AHSS).
  • DP Steel Dual Phase Steel
  • CP Steel Complex Phase Steel
  • TRIP Steel Transformation Induced Plasticity
  • AHSS Advance High Strength Steel
  • DP steel is a steel that secures high strength by finely and homogeneously dispersing hard martensite in soft ferrite
  • CP steel contains two or three phases of ferrite, martensite, and bainite, and improves strength. It is a steel to which precipitation hardening elements such as Ti and Nb are added for this purpose.
  • TRIP steel includes retained austenite finely and homogeneously dispersed, and the retained austenite phase undergoes transformation into martensite during normal temperature processing, thereby securing high strength and high ductility.
  • high-strength steel with excellent yield strength is used for structural members such as members, seat rails, and pillars in order to improve the crash resistance of vehicle bodies.
  • a steel sheet having a tempered martensite phase in microstructure may be manufactured through a tempering process.
  • Patent Document 1 continuously anneales a steel material containing 0.18% or more of carbon (C), then water-cools to room temperature, and then over-aging at a temperature of 120 to 300 ° C. for 1 to 15 minutes
  • a martensitic steel having a volume ratio of 80 to 97% of martensite is disclosed.
  • the yield ratio is very high, but the shape quality of the coil deteriorates due to the temperature deviation in the width and length directions, resulting in cracks and workability during molding. problems such as lowering.
  • Patent Document 2 is a steel sheet composed of a composite structure mainly composed of martensite, and discloses a method of manufacturing a high-strength steel sheet in which fine precipitated copper particles having a particle size of 1 to 100 nm are dispersed inside the structure to improve workability.
  • Cu is excessively added in an amount of 2 to 5% to precipitate fine copper particles, red heat brittleness due to Cu may occur, and manufacturing costs are excessively increased.
  • Patent Document 3 is a precipitation strengthening type steel sheet containing 2 to 10 area% of pearlite with ferrite as a base structure, by adding carbon nitride forming elements such as Nb, Ti, V, etc. to precipitation strengthening and crystal grain refinement It aims to improve strength by While this steel sheet has good hole expandability, it has limitations in increasing tensile strength, has a high yield strength and low ductility, and cracks occur during press forming.
  • Patent Document 4 discloses a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet that utilizes tempered martensite to secure high strength and high ductility at the same time and has an excellent plate shape after continuous annealing, but has poor weldability due to high carbon content of 0.2% or more, and Si Containing a large amount may cause denter defects in the furnace.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1992-289120
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-264176
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 2015-0073844
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-090432
  • One aspect of the present invention is to provide a steel sheet suitable for automotive structural members, etc., which has excellent strength as well as ductility, improved crash resistance and formability, and a manufacturing method thereof.
  • the microstructure includes 40 to 80% of the area fraction of the tempered martensite and bainite phases, 3 to 15% of the retained austenite phase, and the balance ferrite and fresh martensite phases, the retained austenite phase being the total retained austenite Collision resistance, characterized in that the occupancy (A TM + B / A T ) of retained austenite (A TM + B ) adjacent to tempered martensite and bainite in the knight fraction (A T ) is 90% or more, and A high-strength steel sheet excellent in formability is provided.
  • each element means a weight content.
  • Another aspect of the present invention comprises the steps of heating a steel slab satisfying the alloy composition and relational expression 1 described above in a temperature range of 1050 to 1250 ° C; manufacturing a hot-rolled steel sheet by finish-hot-rolling the reheated steel slab at a temperature range of finish hot-rolling exit temperature Ar3 ⁇ Ar3+50° C.; winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 400 to 700° C.; cooling the hot-rolled steel sheet to room temperature at a cooling rate of 0.1° C./s after the winding; manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet at a total reduction ratio of 30 to 80% after the cooling; Continuously annealing the cold-rolled steel sheet; firstly cooling the continuously annealed cold-rolled steel sheet to 450 to 700° C.
  • the cold rolling provides a method for manufacturing a high-strength steel sheet excellent in crash resistance and formability, characterized in that the first to 3 stands have a cumulative reduction ratio of 20% or more.
  • the steel sheet of the present invention has a high yield ratio compared to conventional DP steel, excellent hole expandability, and excellent crash resistance and formability.
  • the steel sheet of the present invention has an effect that can be suitably applied as a material for automobile structural members requiring processing into a complex shape.
  • Relational Expression 1 is a graph showing changes in mechanical properties (Relational Expression 2) according to Relational Expression 1 according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a microstructure measurement photograph of an inventive steel according to an embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention studied in depth to provide a high-strength steel sheet with improved crash resistance and formability by increasing the yield ratio (YR) and hole expandability compared to conventional DP steel while satisfying high ductility, which is a characteristic of conventional DP steel.
  • a high-strength steel sheet with excellent crash resistance and formability contains, by weight, carbon (C): 0.06-0.2%, silicon (Si): 0.4-1.4%, manganese (Mn): 1.8-3.0 %, acid soluble aluminum (Sol.Al): 1.0% or less, molybdenum (Mo): 0.4% or less, chromium (Cr): 1.0% or less, antimony (Sb): 0.06% or less, boron (B): 0.01% or less , phosphorus (P): 0.1% or less, sulfur (S): may include 0.01% or less.
  • the content of each element is based on weight, and the ratio of tissue is based on area.
  • Carbon (C) is a very important element added to strengthen the metamorphosis tissue. Such C promotes high strength of steel and promotes the formation of martensite in composite structure steel. When the content of C increases, the amount of martensite increases.
  • the C may be included in 0.06 to 0.20%, and more advantageously, it may be included in 0.08% or more and 0.18% or less.
  • Si Silicon
  • Si as a ferrite stabilizing element, promotes the transformation of ferrite and promotes the enrichment of carbon (C) into untransformed austenite, thereby contributing to the formation of martensite.
  • the Si is effective in reducing the hardness difference between phases by increasing the strength of ferrite due to its excellent solid solution strengthening ability.
  • the precipitation of carbides in the bainite is effectively suppressed to promote C concentration into untransformed austenite, thereby delaying the transformation of martensite during low-temperature quenching, thereby forming retained austenite necessary for ductility. It is a useful element for improving the ductility of That is, Si is a useful element capable of securing strength without reducing ductility of the steel sheet.
  • the Si may be included in an amount of 0.4 to 1.4%, and more advantageously, it may be included in an amount of 0.5% or more and 1.2% or less.
  • Manganese (Mn) is an element effective in refining particles without deterioration in ductility, completely precipitating sulfur (S) in steel as MnS, preventing hot brittleness due to FeS generation, and strengthening steel.
  • S sulfur
  • MnS manganese
  • the Mn facilitates the formation of martensite by lowering the critical cooling rate at which the martensite phase is obtained in the composite structure steel.
  • Mn-Band manganese oxide bands
  • the Mn may be included in 1.8 to 3.0%, more advantageously, 2.0% or more and 2.9% or less.
  • Acid-soluble aluminum is an element added for refining and deoxidizing steel, and is a ferrite stabilizing element similar to Si.
  • Al is a useful element for improving the hardenability of martensite by distributing carbon in ferrite to austenite.
  • the precipitation of carbides in the bainite is effectively suppressed to promote C enrichment into untransformed austenite, thereby delaying martensitic transformation during low-temperature quenching and generating a retained austenite phase to improve the quality of the steel sheet.
  • ductility can be improved.
  • the Al may be included in an amount of 1.0% or less, excluding 0%. More advantageously, it may contain 0.01% or more.
  • Molybdenum is an element that retards the transformation of austenite into pearlite and improves refinement and strength of ferrite. This Mo improves the hardenability of the steel, and has the advantage of being able to control the yield ratio by finely forming martensite at the grain boundary. However, it is an expensive element, and the higher the content, the higher the manufacturing cost, which is economically unfavorable.
  • the Mo may be added at a maximum of 0.4%.
  • the content of Mo exceeds 0.4%, there is a problem in that the cost of the alloy rapidly increases, resulting in poor economic feasibility, and the grain refinement effect and the solid solution strengthening effect occur excessively, rather deteriorating the ductility of the steel.
  • the Mo may include 0.4% or less. In the present invention, even if Mo is not added, it is not unreasonable to secure the intended microstructure and physical properties, so it may be 0%. However, when the Mo is added, more advantageously, it may be included in an amount of 0.01% or more.
  • Chromium (Cr) is an element added to improve the hardenability of steel and secure high strength, and plays an important role in the formation of martensite.
  • it is advantageous to manufacture a composite structure steel having high ductility by minimizing a decrease in elongation compared to an increase in strength.
  • the Cr may be included in 1.0% or less. In the present invention, even if the Cr is not added, there is no problem in securing the intended microstructure and physical properties, so it may be 0%. However, when the Cr is added, more advantageously, it may be included in an amount of 0.1% or more.
  • Antimony (Sb) is distributed on grain boundaries to delay the diffusion of oxidizing elements such as Mn, Si, and Al through grain boundaries, thereby suppressing surface enrichment of oxides. In addition, there is an excellent effect in suppressing the coarsening of the surface thickening due to the temperature rise and the change in the hot rolling process. When the content of Sb exceeds 0.06%, the above-described effect is saturated, and manufacturing cost increases and processability deteriorates.
  • the Sb may be included in 0.06% or less.
  • the Sb may be included in an amount of 0.01% or more.
  • B Boron
  • B is an element that retards the transformation of austenite into pearlite during the cooling process during annealing, and is a hardenable element that suppresses the formation of ferrite and promotes the formation of martensite. If the content of B exceeds 0.01%, B is excessively concentrated on the surface of the steel, resulting in deterioration of plating adhesion.
  • the B may be included in 0.01% or less. In the present invention, even if B is not added, there is no problem in securing the intended microstructure, physical properties, etc., so it may be 0%. However, when the B is added, it may be more advantageously included at 0.0005% or more.
  • Phosphorus (P) 0.1% or less
  • Phosphorus (P) is a substitutional element with a high solid-solution strengthening effect, and is the most advantageous element for improving in-plane anisotropy and securing strength without significantly impairing formability.
  • P Phosphorus
  • the P may be included in an amount of 0.1% or less, and 0% may be excluded in consideration of a level inevitably added during the steel manufacturing process.
  • S Sulfur
  • S is an impurity that is unavoidably added to steel, and since it is an element that inhibits ductility and weldability, it is advantageous to manage its content as low as possible. In particular, since it is highly likely to cause red heat brittleness, it is preferable to control the content to 0.01% or less. However, 0% can be excluded considering the level that is unavoidably added during the steel manufacturing process.
  • the steel sheet of the present invention may further include at least one of Ti and Nb for the purpose of further improving the mechanical properties of the steel sheet in addition to the above-described alloy composition.
  • Titanium (Ti) and niobium (Nb) are effective elements for increasing the strength of steel and refining crystal grains by forming nano precipitates. When these elements are added, they combine with carbon to form very fine nano-precipitates, and these nano-precipitates serve to reduce the hardness difference between phases by strengthening the base structure.
  • each may be included in an amount of 0.05% or less.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the relationship between the contents of C, Si, and Al preferably satisfies the following relational expression 1.
  • each element means a weight content.
  • Si and Al in steel are elements that contribute to the formation of retained austenite and martensite by accelerating ferrite transformation as ferrite stabilizing elements and promoting C enrichment into untransformed austenite.
  • C is also an element that contributes to the formation and fractional adjustment of martensite by promoting C enrichment into untransformed austenite.
  • relational expression 1 when the value of relational expression 1 is controlled to be 1.7 or more, it is possible to secure the fraction of retained austenite that can contribute to ductility, thereby improving the ductility and formability of the steel sheet. On the other hand, when the relational expression 1 is not satisfied, the retained austenite fraction is insufficient and the distribution of the generated retained austenite is not uniform, making it difficult to secure ductility and formability.
  • the present invention can alleviate the local stress concentration by finely distributing the residual austenite generated by optimizing the steel sheet manufacturing process together with the above-described alloy component system around the hard phase, , In addition to improving ductility, it is possible to ensure excellent formability.
  • the steel sheet of the present invention may include 40 to 80% of the sum of area fractions of tempered martensite and bainite phase, 3 to 15% of retained austenite phase, and the balance of ferrite and fresh martensite phases as a microstructure.
  • the tempered martensite and bainite structures help form retained austenite in addition to contributing to strength.
  • the martensite transformation temperature is lowered below room temperature by accumulating carbon (C) into untransformed austenite around bainite by delaying the precipitation of carbides during bainite transformation. do.
  • retained austenite can be secured at room temperature.
  • carbon (C) introduced into martensite moves to and accumulates in the surrounding non-transformed austenite, so that the martensite transformation temperature is lowered to room temperature or lower, and retained austenite is also formed at room temperature. can be secured
  • the steel sheet of the present invention may include 3 to 15% of the retained austenite phase.
  • the retained austenite phase By securing the retained austenite phase at 3% or more, it is advantageous to secure ductility of the steel sheet by causing transformation induced plasticity during molding.
  • the fraction is too excessive, it tends to be vulnerable to liquid metal embrittlement (LME) during spot welding for assembling plated steel sheets into automobile parts. Therefore, it is preferable to include 15% or less of the retained austenite phase.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the occupancy (A TM + B /A T ) of the retained austenite (A TM + B ) adjacent to tempered martensite and bainite among the total retained austenite fraction (A T ) is 90 It is characterized by more than %.
  • being adjacent to tempered martensite and bainite may refer to the periphery of these phases, more specifically, the interface region of these phases.
  • the retained austenite phase is mainly distributed around the grain boundaries of the tempered martensite and bainite phases.
  • the tempered martensite phase may include 25 to 65% of the total fraction.
  • ferrite and fresh martensite phases may be included.
  • the ferrite phase may include 40% or less
  • the fresh martensite phase may include 20% or less.
  • 0% of the ferrite phase and the fresh martensite phase are excluded.
  • the steel sheet of the present invention having the above-described alloy component system and microstructure not only has high strength with a tensile strength of 980 MPa or more, but also has an effect of having a yield ratio of 0.6 to 0.9, an elongation of 10% or more, and a hole expandability of 20% or more. If the yield ratio is less than 0.6, the hole expandability is inferior, whereas if the yield ratio exceeds 0.9, ductility is deteriorated.
  • the steel sheet of the present invention can provide a steel sheet having a high yield ratio and high ductility at the same time as the relationship between the yield ratio, elongation and tensile strength satisfies the following relational expression 2.
  • the high yield ratio of steel sheet has excellent crash resistance performance, which can contribute to improving stability in the event of a vehicle crash, and its high ductility ensures excellent formability by preventing processing defects such as cracks and wrinkles that occur during press processing into parts. can do.
  • the steel sheet of the present invention having the above mechanical properties can prevent processing defects such as cracks and wrinkles during processing into parts, and thus can be used in various ways for structural members for vehicles having complex shapes. In addition, it can contribute to improving the safety of structural parts and vehicles by delaying collision resistance and crack generation in the event of a collision.
  • the steel sheet of the present invention may be a cold-rolled steel sheet, and may be a hot-dip galvanized steel sheet including a zinc-based plating layer on at least one surface of the cold-rolled steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by alloying the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the zinc-based plating layer may be a zinc plating layer mainly containing zinc, or a zinc alloy plating layer containing aluminum and/or magnesium in addition to zinc.
  • the present invention can manufacture a desired steel sheet through the process of [steel slab reheating - hot rolling - winding - cooling - cold rolling - continuous annealing - cooling - reheating and holding], and then [dip galvanizing - alloying heat treatment] ] and the like can be further performed.
  • the heating process may be performed in a temperature range of 1050 to 1250 °C. If the heating temperature is less than 1050 ° C., there is a problem in that the load applied to the roller during hot rolling increases rapidly due to increased friction between the steel sheet and the rolling mill. On the other hand, when the temperature exceeds 1250 ° C., energy costs required for temperature rise increase, and the amount of surface scale increases, which may lead to material loss.
  • the heating process may be performed in a temperature range of 1050 to 1250 °C.
  • a hot-rolled steel sheet may be manufactured by finish hot-rolling the steel slab heated according to the above above the Ar3 transformation point, and at this time, it is preferable that the outlet temperature satisfies Ar3 ⁇ Ar3 + 50 ° C.
  • the finish hot rolling may be performed in a temperature range of 800 ⁇ 1000 °C.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above may be wound, and at this time, it may be performed in a temperature range of 400 to 700 ° C.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet may be excessively high, causing a rolling load during subsequent cold rolling.
  • excessive cost and time are required to cool the hot-rolled steel sheet to the coiling temperature, which causes an increase in process cost.
  • the temperature exceeds 700 ° C. scale is excessively generated on the surface of the hot-rolled steel sheet, which is likely to cause surface defects and deteriorates plating properties.
  • the winding process may be performed in a temperature range of 400 to 700 °C.
  • cooling means an average cooling rate.
  • the hot-rolled steel sheet wound according to the above may be cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet, and at this time, it may be performed at a cold rolling reduction rate (total reduction rate) of 30 to 80%.
  • the present invention increases the stored energy in the steel by controlling the cumulative reduction ratio of the initial stand, preferably the 1st to 3rd stands, to 20% or more during the cold rolling, thereby increasing the ferrite in the subsequent annealing process.
  • the effect of acting as a driving force to promote recrystallization can be obtained. Due to this, it is possible to impart an effect of lowering the fraction of non-recrystallized ferrite in the steel.
  • the cumulative reduction rate of the initial stands 1 to 3 is less than 20% or the cold reduction rate (total reduction rate) to the final stand is less than 30%, it is difficult to secure the target thickness, and the steel sheet There is a problem that makes shape correction difficult. In addition, there is a problem in that the fraction of non-recrystallized ferrite increases and ductility decreases.
  • the cold rolling reduction ratio to the final stand exceeds 80% during cold rolling, the strength increases, resulting in a roll load during cold rolling, and the possibility of cracks occurring at the edge of the steel sheet. there is.
  • the cold rolling may be performed using a rolling mill consisting of 5 or 6 stands, but it should be noted that it is not limited thereto.
  • the continuous annealing treatment may be performed in a continuous alloying hot-dipping furnace, for example.
  • the continuous annealing step is a process for forming ferrite and austenite phases and decomposing carbon at the same time as recrystallization.
  • the continuous annealing treatment is preferably carried out in a temperature range of Ac1 + 30 ° C to Ac 3 + 30 ° C, and more advantageously may be performed in a temperature range of 800 to 870 ° C.
  • the temperature is less than Ac1 + 30 ° C., sufficient recrystallization cannot be achieved, and it is difficult to form sufficient austenite to secure the target level of martensite phase and bainite phase fraction after annealing.
  • the temperature exceeds Ac3+30°C, the size of austenite grains becomes coarse, making it impossible to evenly form a fine retained austenite phase around the hard phase.
  • the productivity is lowered, and the formation of surface condensation is intensified by elements that reduce the wettability of hot-dip galvanizing such as Si, Mn, and B due to high-temperature annealing, so that the plating surface quality cannot be secured.
  • the cooling is performed at an average cooling rate of 10° C./s or less (excluding 0° C./s) from 450 to 700° C. (cooling at this time is referred to as primary cooling), followed by 3° C. to 250 to 500° C. It is preferable to cool at an average cooling rate of /s or more (cooling at this time is referred to as secondary cooling).
  • the present invention controls the fraction of martensite and bainite produced at this time by controlling the end temperature in the subsequent secondary cooling process in forming the tempered martensite and bainite phases with a total area fraction of 40 to 80% as the final structure can do.
  • the subsequent secondary cooling when the subsequent secondary cooling is terminated below Ms (martensite transformation start temperature), a relatively large amount of martensite phase can be formed. To this end, it is advantageous to control the termination temperature of the primary cooling as low as possible. do.
  • the subsequent secondary cooling ends in the bainite temperature range, the bainite phase can be relatively advantageously formed, and for this purpose, it is advantageous to control the end temperature of the primary cooling higher.
  • the primary cooling when the subsequent secondary cooling is terminated at Ms or less, the primary cooling may be performed up to a temperature range of 450 to 600 ° C., and when the subsequent secondary cooling is terminated in the bainite temperature range, the primary cooling is performed at 550 ° C. It is preferable to carry out to the temperature range of -700 degreeC.
  • the primary cooling may be performed at an average cooling rate of 1° C./s or more.
  • the target microstructure can be induced to be formed by controlling the cooling end temperature and the cooling rate.
  • the bainite fraction can be increased.
  • the precipitation of carbides is delayed due to the effect of Si and Al during the bainite transformation process, stability of retained austenite increases and ductility can be improved as carbon is distributed from bainite to peripheral non-transformed austenite.
  • the secondary cooling may be terminated below 400°C.
  • the average cooling rate during the secondary cooling is less than 3 ° C. / s, there is a concern that the bainite phase may not be formed to a target level as the pearlite phase is formed.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, and a person skilled in the art will be able to select it appropriately in consideration of the specifications of the cooling facility. For example, it may be performed at 100° C./s or less.
  • the secondary cooling may use a hydrogen cooling facility using hydrogen gas (H 2 gas).
  • H 2 gas hydrogen gas
  • the hydrogen cooling facility may be controlled with 60 to 70% of hydrogen (H 2 ) and the balance of nitrogen (N 2 ).
  • the cooling rate during the secondary cooling can be performed faster than the cooling rate during the primary cooling.
  • a process of maintaining the temperature in the cooled temperature range for 30 seconds or more may be further performed.
  • the microstructure intended in the present invention can be formed through the process of reheating and maintaining the cold-rolled steel sheet, which has been cooled in stages as described above. Specifically, it is preferable to go through a process of reheating the secondary cooled cold-rolled steel sheet to a temperature of 490° C. or less and maintaining it for 30 seconds or more.
  • quenched martensite generated in the previous cooling process can be transformed into tempered martensite, and bainite transformation is also accompanied.
  • the reheating temperature may be limited to 490 ° C or less, and more advantageously may be 350 ° C or more.
  • the present invention by optimizing the alloy composition system and manufacturing conditions described above, while forming tempered martensite and bainite as a matrix structure as a microstructure, a certain fraction of retained austenite is formed around the tempered martensite and bainite By forming it finely and uniformly, it is possible to increase the yield ratio and ductility compared to the existing DP steel, thereby improving the formability for parts processing of the steel plate and the crash resistance performance in the event of a vehicle collision.
  • the steel sheet of the present invention precisely controlled in this way can secure ductility while maintaining a high yield ratio compared to conventional DP steel. As a result, it is possible to provide a high-strength steel sheet having excellent ductility, hole expandability, formability, and crash resistance.
  • the present invention can provide a coated steel sheet by plating the cold-rolled steel sheet manufactured according to the above.
  • the hot-dip galvanizing may be performed under normal conditions, but may be performed in a temperature range of 430 to 490 ° C as an example.
  • the composition of the hot-dip zinc-based plating bath is not particularly limited during the hot-dip galvanizing, and may be a pure zinc plating bath or a zinc-based alloy plating bath containing Si, Al, Mg, and the like.
  • the hot-dip zinc-based coated steel sheet can be obtained by subjecting the hot-dip zinc-based coated steel sheet to alloying heat treatment.
  • the alloying heat treatment process conditions are not particularly limited, and may be ordinary conditions.
  • the alloying heat treatment process may be performed in a temperature range of 480 to 600 °C.
  • a final cooling and temper rolling process may be performed after the hot-dip galvanizing or alloying heat treatment.
  • Fresh martensite may be further introduced by final cooling the steel sheet subjected to hot-dip galvanization or alloying heat treatment according to the above. At this time, the final cooling is preferably carried out to room temperature at a cooling rate of 3 °C / s or more.
  • the cooling rate during the cooling is less than 3 ° C./s, the fresh martensite phase cannot be secured at an intended level during the cooling process. Meanwhile, the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but may be 50° C./s or less to form a press martensite phase of a certain fraction.
  • the reduction ratio is preferably less than 2% (excluding 0%). If the reduction ratio is 2% or more, it is advantageous in terms of dislocation formation, but side effects such as plate breakage may occur due to facility capability limitations.
  • each heated slab was hot-rolled at Ar3 to Ar3 + 50 ° C. to prepare a hot-rolled steel sheet. Thereafter, each hot-rolled steel sheet was wound at 400 to 700 ° C and then cooled to room temperature at a cooling rate of 0.1 ° C / s or less. Thereafter, the cooled hot-rolled steel sheet was cold-rolled at a cold rolling reduction ratio of 45 to 75% to manufacture a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling was performed in a rolling mill composed of 6 stands, and the cumulative reduction ratio of stands 1 to 3 was performed under the conditions shown in Table 2 below.
  • each cold-rolled steel sheet was continuously annealed under the conditions shown in Table 2, and then gradually cooled (primary-secondary cooling and holding). After the secondary cooling and holding process was completed, a process of reheating to a temperature of 490° C. or lower and then maintaining the temperature at that temperature was performed. The process of holding after the secondary cooling was performed for 30 seconds.
  • galvanizing was performed in a hot-dip galvanizing bath at 430 to 490 ° C, followed by final cooling to room temperature at a cooling rate of 5 ° C / s, and temper rolling at less than 2% to prepare a hot-dip galvanized steel sheet.
  • alloying heat treatment was performed on some steels after the galvanizing treatment.
  • each steel sheet prepared according to the above was observed and shown in Table 3 below.
  • the microstructure of each steel plate was analyzed using FE-SEM, image analyzer, EBSD, and XRD after Nital corrosion at the point of 1/4t (t: steel plate thickness (unit mm)) of the plate thickness of the steel plate.
  • the fractions of tempered martensite (TM), bainite (B), ferrite (F), fresh martensite (FM), and retained austenite (A) were measured.
  • the occupancy rate of retained austenite was also measured using EBSD.
  • the hole expandability is a hole punched in a circular shape with a diameter of 10 mm according to the ISO 16630 procedure, pushed up until cracks occur in the specimen with a conical punch, and the ratio of the diameter of the initial hole to the diameter of the hole after the change is calculated. It was measured and calculated using the following formula.
  • Hole expansion rate (HER, %) ⁇ (D - D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D means the hole diameter (mm) when the crack penetrates the steel sheet along the thickness direction
  • D 0 means the initial hole diameter (mm).
  • the tempered martensite phase and the bainite phase are formed in a total of 40 to 80 area% and a retained austenite phase was mainly formed around the tempered martensite phase and the bainite phase. Accordingly, high strength of 980 MPa or more, yield ratio of 0.6 to 0.9 were satisfied, elongation of 10% or more and hole expandability of 20% or more were secured.
  • the strength and ductility of the steel sheet manufactured according to the present invention are greatly improved at the same time, and in particular, by satisfying the value of relational expression 2, the crash resistance and formability targeted by the present invention can be secured.
  • Comparative Steels 1 to 5 which deviate from the relational expression 1 proposed in the present invention and do not satisfy the manufacturing conditions, did not form a microstructure as intended, and thus had inferior at least one physical property.
  • Comparative steel 1 was unable to secure the target level of strength due to excessive ferrite phase, poor hole expandability, and it was impossible to secure crash resistance and formability as it deviated from relational expression 2.
  • Comparative steel 4 had a relatively low elongation because the retained austenite phase was not formed around the hard phase, and thus it was impossible to secure crash resistance and formability as it deviated from relational expression 2.
  • Relational Expression 1 is a graph showing the change in mechanical properties (Relational Expression 2) according to the value of Relational Expression 1.
  • the retained austenite phase is mainly formed around the tempered martensite phase and the bainite phase, and it can be seen that the ferrite phase and the fresh martensite phase are properly formed.

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Abstract

본 발명은 자동차 구조 부재용으로 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차 구조 부재용으로 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업에서 환경 및 안전 규제가 점점 가혹화됨에 따라, 이산화탄소 배출 규제와 연비 규제도 점점 강화되고 있다. 미국의 고속도로 안전보험협회는 탑승자 보호를 위한 충돌 안정성 규제를 점차 강화해왔으며, 2013년 부터는 25% small overlap과 같은 가혹한 충돌 성능을 요구하고 있다.
이러한 환경 및 안전 이슈를 해결할 수 있는 유일한 해결책은 자동차 경량화이다. 경량화를 달성하기 위해서는 강재의 고강도화가 필요하고, 또한 고강도 강재를 적용하기 위해서는 높은 성형성이 요구된다. 뿐만 아니라, 차체의 충돌성능을 동시에 높이기 위해서는 항복비(YS/TS)가 높을 것이 요구되고 있다.
일반적으로, 고강도 자동차 소재는 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등으로 구분될 수 있다.
상기 변태강화강으로는 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강)이나 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, TRIP강)강 등이 있다. 이들 변태강화강을 첨단고강도강 (Advance High Strength Steel: AHSS)이라고도 한다.
이 중, DP강은 연질의 페라이트 내에 경질의 마르텐사이트가 미세하고 균질하게 분산되어 고강도를 확보가는 강이며, CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도 향상을 위해 Ti, Nb 등으 석출경화원소를 첨가하는 강이다. TRIP강은 미세하고 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상온 가공시 상기 잔류 오스테나이트 상이 마르텐사이트로의 변태를 일으켜 고강도 및 고연성을 확보할 수 있는 강이다.
한편, 최근의 자동차용 강판은 연비 향상, 내구성 향상 등을 위해 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호 차원에서 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 강판을 차체 구조용이나 보강재로서 적용하는 사례가 증가하고 있다.
특히, 차체의 내충돌성 향상을 위하여 멤버(member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다. 구조 부재는 인장강도(TS) 대비 항복강도(YS), 즉 항복비(YR=YS/TS)가 높을수록 내충돌특성에 유리한 특징을 가지고 있다.
그런데, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연성은 감소하게 되므로, 성형가공성 등이 저하하는 문제가 발생하고 있어, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다. 다시 말해서, 충돌 안정성과 부품 성형성을 동시에 확보하기 위해서는 항복강도가 높으면서 연성이 우수한 소재의 개발이 필수적이다.
또한, 가공되는 부품의 대부분이 내부 또는 에지(edge)의 전단면을 갖고 있으므로, 구멍확장성(Hall Expansion Ration, HER)이 우수하여야 전단면의 크랙 등의 결함없이 성형할 수 있으며, 충돌시에도 충격흡수를 통해 충돌성능을 높일 수 있다.
따라서, 고강도강의 충돌특성 및 성형성을 향상시키기 위해 변태강화형 고강도강 중 가장 널리 사용되고 있는 DP강의 단점인 낮은 항복비와 열위한 구멍확장성을 높이면서, 동시에 우수한 연성을 확보할 수 있다면, 고강도강의 적용을 더욱 확대시킬 수 있을 것이다.
한편, 강의 항복비를 높이기 위해서는 인장강도 대비 항복강도를 높여야 하며, 이를 달성할 수 있는 대표적인 방법으로 연속소둔시 수냉각을 이용하는 방법이 있다. 일 예로서, 소둔공정에서 균열시킨 후 물에 침적시킴으로써 마르텐사이트를 형성시킨 후 템퍼링 공정을 통해 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 상을 가지는 강판을 제조할 수 있다.
그런데, 이 방법은 수냉각시 폭방향, 길이방향의 온도 편차로 인해 형상 품질이 열위하게 되어, 성형시 크랙 발생 등 작업성 열화 및 위치별 재질 편차 등을 유발하는 등 매우 심각한 단점이 존재한다.
상기 기술과 관련된 종래기술로서, 특허문헌 1은 탄소(C)를 0.18% 이상으로 함유하는 강재를 연속소둔 처리한 후 상온까지 수냉한 다음, 120~300℃의 온도로 1~15분간 과시효 처리하여 마르텐사이트의 체적율이 80~97%인 마르텐사이트 강재를 개시한다. 이와 같이, 수냉후 템퍼링 방식에 의한 초고강도강을 제조하는 경우 항복비는 매우 높으나 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상 품질이 열화하는 문제가 발생하여 성형 가공시 크랙 발생 및 작업성 저하등의 문제가 발생한다.
특허문헌 2는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 구성된 강판으로서, 가공성을 향상시키기 위해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시킨 고장력 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 그런데, 미세한 구리 입자를 석출시키기 위해 Cu를 2~5%로 과다 첨가함으로, Cu로 기인한 적열 취성이 발생할 우려가 있으며, 제조비용이 과도하게 상승하는 문제가 있다.
특허문헌 3은 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트(pearlite)를 2~10면적%로 포함하는 석출강화형 강판으로, Nb, Ti, V 등의 탄·질화물 형성원소를 첨가함으로써 석출강화 및 결정립 미세화에 의한 강도 향상을 도모하고 있다. 이 강판은 구멍확장성은 양호한 한편, 인장강도를 높이는 데에 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레스 성형시 크랙이 발생하는 문제가 있다.
특허문헌 4에는 템퍼드 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 확보하며, 연속소둔 후에 판 형상도 우수한 냉연강판을 제조하는 방법을 개시하나, 탄소가 0.2% 이상으로 높아 용접성이 열위하고, Si 다량 함유로 로내 덴터 결함이 발생할 우려가 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1992-289120호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2005-264176호
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제2015-0073844호
(특허문헌 4) 일본 공개특허공보 제2010-090432호
본 발명의 일 측면은, 자동차 구조 부재용 등으로 적합한 강판으로서, 강도뿐만 아니라 연성이 우수하며, 내충돌성능 및 성형성이 향상된 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 실리콘(Si): 0.4~1.4%, 망간(Mn): 1.8~3.0%, 산가용 알루미늄(Sol.Al): 1.0% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.4% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 안티몬(Sb): 0.06% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 상을 면적분율 합으로 40~80%, 잔류 오스테나이트 상을 3~15%, 잔부 페라이트 및 프레시 마르텐사이트 상을 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 상은 전체 잔류 오스테나이트 분율(AT)중 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트에 인접해 있는 잔류 오스테나이트(ATM+B)의 점유율(ATM+B /AT)이 90% 이상인 것을 특징으로 하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
[관계식 1]
(8×C) + (1.1×Si) + (0.8×Al) ≥ 1.7
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연 출구측 온도 Ar3~Ar3+50℃의 온도 범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 열연강판을 0.1℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 열연강판을 총 압하율 30~80%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 연속소둔 처리하는 단계; 상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 450~700℃까지 10℃/s 이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 250~500℃까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각된 냉연강판을 490℃ 이하의 온도로 재가열하여 30초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
상기 냉간압연은 최초 1~3번 스탠드의 누적 압하율 20% 이상으로 행하는 것을 특징으로 하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도를 가지면서 연성이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 특히, 본 발명의 강판은 기존 DP강 대비 항복비가 높아 구멍확장성이 우수하며, 내충돌성능 및 성형성이 우수한 특징이 있다.
이러한 본 발명의 강판은 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 자동차 구조 부재용 등의 소재로 적합하게 적용 가능한 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 관계식 1에 따른 기계적 물성(관계식 2)의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 미세조직 측정 사진이다.
본 발명의 발명자들은 기존 DP강의 특성인 높은 연성을 만족하면서도 기존 DP강 대비 항복비(YR)와 구멍확장성을 높여 내충돌성능과 성형성이 향상된 고강도 강판을 제공하고자 깊이 연구하였다.
그 결과, 강의 합금 성분계 및 제조조건을 최적화함에 의해 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가질 수 있으며, 이로부터 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 자동차용 구조 부재용 등에 적합한 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 실리콘(Si): 0.4~1.4%, 망간(Mn): 1.8~3.0%, 산가용 알루미늄(Sol.Al): 1.0% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.4% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 안티몬(Sb): 0.06% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.06~0.2%
탄소(C)는 변태조직의 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 이러한 C는 강의 고강도화를 도모하고, 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 상기 C의 함량이 증가하면 마르텐사이트의 양이 높아진다.
상기 C의 함량이 0.2%를 초과하게 되면 마르텐사이트 형성에 의한 강도는 높아지나, 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 커진다. 이러한 강도 차이는 소성 변형시 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하므로 연성과 가공경화율이 저하되는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 부품 가공시 용접 결함이 발생하고, 용접시 LME(Liquid Metal Embrittlement) 균열이 발생하여 부품 성능을 저해한다. 한편, 상기 C의 함량이 0.06% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보하게 어렵고, 연성에 필요한 일정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 확보하기 어려워진다.
따라서, 본 발명에서 상기 C는 0.06~0.20%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.08% 이상, 0.18% 이하로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.4~1.4%
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트의 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트 내로 탄소(C)의 농축을 조장하여 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. 또한, 상기 Si은 고용강화능이 우수하여 페라이트의 강도를 높여 상(phase)간 경도차를 줄이는 데에 효과적이다. 그리고, 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내에 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장하여 저온 급냉시 마르텐사이트의 변태를 지연시킴으로써 연성에 필요한 잔류 오스테나이트를 형성하므로, 강판의 연성을 향상시키는 데에 유용한 원소이다. 즉, 상기 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 1.4%를 초과하게 되면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질에 악영향을 미치며, 화성처리성을 저해하고, 용접성이 열위하여 부품 가공시 용접결함이 발생하는 문제가 있다. 특히, 용접시 LME 균열이 발생하여 부품 성능을 저하시킨다. 한편, 그 함량이 0.4% 미만이면 연성에 필요한 일정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 확보하기 어렵고, 고용경화능이 열위하여 페라이트의 강도가 낮아져 상간 경도차를 줄이는데 한계가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Si은 0.4~1.4%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.5% 이상, 1.2% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.8~3.0%
망간(Mn)은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며, 강 중 황(S)을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어, 강을 강화시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, 상기 Mn은 복합조직강에서 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계냉각속도를 낮춤으로써 마르텐사이트의 형성을 보다 용이하게 한다.
이러한 Mn의 함량이 1.8% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하는 데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높으며, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정할 뿐만 아니라, 조직 내에 망간 산화물 띠(Mn-Band)가 형성되어 가공 크랙, 판 파단 등의 결함을 일으키는 위험성이 높아진다. 그리고, 소둔 과정에서 Mn 산화물이 표면에 용출되어 표면 품질을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 1.8~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.0% 이상, 2.9% 이하로 포함할 수 있다.
산가용 알루미늄(Sol.Al): 1.0% 이하
산가용 알루미늄(Sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, Si과 유사하게 페라이트 안정화 원소이다. 상기 Al은 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트의 경화능을 향상시키는데 유용한 원소이다. 또한, 소둔 중 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내에 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장하여 저온 급냉시 마르텐사이트 변태를 지연시키고, 잔류 오스테나이트 상을 생성시켜 강판의 연성을 향상시킬 수 있다.
이러한 Al의 함량이 1.0%를 초과하게 제강 연주 조업시 개재물이 과도하게 형성되어 강판 표면에서 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다. 뿐만 아니라, 용접성이 열위하여 부품 가공시 용접결함을 발생시킬 우려가 있다.
따라서, 상기 Al은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.01% 이상으로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.4% 이하
몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에, 페라이트의 미세화 및 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 Mo은 강의 경화능을 향상시키며, 마르텐사이트를 결정립계에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능하다는 장점이 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mo을 최대 0.4%로 첨가할 수 있다. 상기 Mo의 함량이 0.4%를 초과하게 되면 합금원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어지고, 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과가 과잉으로 일어나 오히려 강의 연성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mo은 0.4% 이하로 포함할 수 있다. 본 발명은 상기 Mo을 첨가하지 않더라도 의도하는 미세조직, 물성 등의 확보에 무리가 없는 바, 0% 이어도 무방하다. 다만, 상기 Mo의 첨가시 보다 유리하게는 0.01% 이상으로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 1.0% 이하
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소로서, 마르텐사이트 형성에 중요한 역할을 한다. 또한, 강도 상승 대비 연신율의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다.
이러한 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열화하는 문제가 있다. 또한, Cr계 탄화물이 과잉으로 형성되고 조대화됨으로써, 소둔 후 마르텐사이트 크기가 조대해져 연신율의 저하를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Cr은 1.0% 이하로 포함할 수 있다. 본 발명에서 상기 Cr을 첨가하지 않더라도 의도하는 미세조직, 물성 등의 확보에 무리가 없는 바, 0% 이어도 무방하다. 다만, 상기 Cr의 첨가시 보다 유리하게는 0.1% 이상으로 포함할 수 있다.
안티몬(Sb): 0.06% 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. 이러한 Sb의 함량이 0.06%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래하고, 가공성이 열화되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Sb은 0.06% 이하로 포함할 수 있다. 본 발명은 상기 Sb을 첨가하지 않더라도 의도하는 미세조직, 물성 등의 확보에 무리가 없는 바, 0% 이어도 무방하다. 다만, 상기 Sb의 첨가시 보다 유리하게는 0.01% 이상으로 포함할 수 있다.
보론(B): 0.01% 이하
보론(B)은 소둔 중 냉각 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소로서, 페라이트 형성을 억제하고 마르텐사이트 형성을 촉진하는 경화능 원소이다. 이러한 B의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 강 표면에 B이 과도하게 농화되어 도금밀착성 등을 열화시키는 문제가 있다.
따라서, 상기 B은 0.01% 이하로 포함할 수 있다. 본 발명은 상기 B을 첨가하지 않더라도 의도하는 미세조직, 물성 등의 확보에 무리가 없는 바, 0% 이어도 무방하다. 다만, 상기 B의 첨가시 보다 유리하게는 0.0005% 이상으로 포함할 수 있다.
인(P): 0.1% 이하
인(P)은 고용강화 효과가 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도 확보에 가장 유리한 원소이다. 하지만, 상기 P의 함량이 과다할 경우, 취성파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판 파단 발생 가능성 및 도금 표면특성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 P은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 강 제조 과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 연성 및 용접성을 저해하는 원소이므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 유리하다. 특히, 적열 취성을 발생시킬 가능성이 높으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 강 제 조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
본 발명의 강판은 상술한 합금조성 이외에 강판의 기계적 물성을 더욱 향상시키기 위한 목적에서 Ti 및 Nb중 1종 이상을 추가로 더 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 니오븀(Nb): 0.05% 이하
티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강의 강도 상승 및 나노 석출물 형성에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소들이다. 이들 원소들을 첨가하게 되면 탄소와 결합하여 매우 미세한 나노 석출물을 형성하며, 이러한 나노 석출물은 기지조직을 강화시켜 상(phase)간 경도차를 감소시키는 역할을 한다.
이러한 Ti과 Nb의 첨가시 그 함량이 각각 0.05%를 초과하게 되면 제조비용이 상승하며, 석출물이 과도하게 형성되어 연성이 크게 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ti과 Nb 중 1종 이상을 첨가하는 경우 각각 0.05% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 강판은 상기 C, Si 및 Al의 함량 관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
(8×C) + (1.1×Si) + (0.8×Al) ≥ 1.7
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
강 중 Si과 Al은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 변태를 촉진시키고, 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. C 역시 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트의 형성 및 분율 조정에 기여하는 원소이다.
구체적으로, 상기 관계식 1의 값이 1.7 이상으로 제어되면, 연성에 기여할 수 있는 잔류 오스테나이트의 분율을 확보할 수 있으며, 이로부터 강판의 연성 및 성형성 향상을 도모할 수 있다. 반면, 상기 관계식 1을 만족하지 못하는 경우, 잔류 오스테나이트 분율이 충분하지 못하며, 생성된 잔류 오스테나이트의 분포가 균일하지 못하게 되어 연성 및 성형성을 확보하게 어려워진다.
후술하여 구체적으로 설명하겠지만, 본 발명은 상술한 합금 성분계와 함께 강판 제조 공정을 최적화함에 의해 생성된 잔류 오스테나이트를 경질상(hard phase) 주변에 미세하게 분포시킴으로써 국부적인 응력집중을 완화시킬 수 있으며, 이로부터 연성의 향상과 더불어, 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
본 발명의 강판은 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 상을 면적분율 합으로 40~80%, 잔류 오스테나이트 상을 3~15%, 잔부 페라이트 및 프레시 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다.
본 발명에서 상기 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 조직은 강도에 기여하는 효과 외에 잔류 오스테나이트의 형성에 도움이 된다. 구체적으로, 강 내에 Si과 Al을 첨가하는 경우, 베이나이트 변태시 탄화물 석출을 지연시킴에 의해 베이나이트 주변의 미변태 오스테나이트로 탄소(C)를 축적시킴으로써 마르텐사이트 변태 온도가 상온 이하로 낮아지게 된다. 이때, 상온에서 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다. 또한, 마르텐사이트를 템퍼링시키는 경우, 마르텐사이트 내에 도입되어 있던 탄소(C)가 주변의 미변태 오스테나이트로 이동하여 축적되면서 마르텐사이트 변태 온도가 상온 이하로 낮아지게 되어, 역시 상온에서 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다.
이로부터, 본 발명의 강판은 잔류 오스테나이트 상을 3~15%로 포함할 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트 상을 3% 이상으로 확보함으로써 성형 중 변태유기소성을 일으켜 강판의 연성 확보에 유리하다. 다만, 그 분율이 너무 과도하게 되면, 도금강판을 자동차 부품 등으로 조립하기 위한 점 용접시 액체금속취성(LME)에 취약한 경향이 있다. 따라서, 상기 잔류 오스테나이트 상은 15% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 잔류 오스테나이트 상은 전체 잔류 오스테나이트 분율(AT)중 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트에 인접해 있는 잔류 오스테나이트(ATM+B)의 점유율(ATM+B/AT)이 90% 이상인 특징이 있다.
여기서, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트에 인접하다는 것은 이들의 상 주변, 보다 구체적으로 이들 상의 계면 부위를 일컬일 수 있다. 한 가지 예로서 도 2에 나타낸 바와 같이 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 상의 입계 주변부에 잔류 오스테나이트 상이 주로 분포됨을 의미한다.
상기와 같이 잔류 오스테나이트 상을 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 주변에 미세하고 고르게 분포시킴으로써 국부적인 응력 집중을 완화시키는 효과로 연성을 향상시킬 수 있으며, 결과적으로 부품 성형시 크랙 발생없이 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
상기 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트의 총합 분율이 40% 미만이면 잔류 오스테나이트를 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 주변에 고르게 분포시킬 수 없게 되고, 그 양도 적어져 성형성의 향상을 도모할 수 없게 된다. 반면, 그 분율이 80%를 초과하게 되면 연성에 기여하는 페라이트의 분율이 현저히 낮아질 뿐만 아니라, 잔류 오스테나이트의 분율도 낮아져 연성 및 성형성을 향상시킬 수 없게 된다.
보다 유리하게, 상기 총합 분율 중 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 25~65%로 포함할 수 있다.
본 발명에서는 상술한 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 상 이외에, 페라이트와 프레시 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다. 이때, 상기 페라이트 상은 40% 이하, 프레시 마르텐사이트 상은 20% 이하로 포함할 수 있다. 여기서, 상기 페라이트 상과 프레시 마르텐사이트 상은 0%는 배제한다.
상기 페라이트 상의 분율이 40%를 초과하게 되면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 항복비의 향상도 어려워지는 문제가 있다. 또한, 상기 프레시 마르텐사이트 상의 분율이 20%를 초과하게 되면 잔류 오스테나이트 상의 분율이 낮아져 연성이 저하되는 문제가 있고, 성형성을 확보할 수 없게 된다.
상술한 합금 성분계와 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 인장강도 980MPa 이상으로 고강도를 가질뿐만 아니라, 항복비가 0.6~0.9, 연신율이 10% 이상, 구멍확장성이 20% 이상인 효과가 있다. 상기 항복비가 0.6 미만이면 구멍확장성이 열위해지며, 반면 0.9를 초과하게 되면 연성이 저하된다.
뿐만 아니라, 본 발명의 강판은 항복비, 연신율 및 인장강도 간의 관계가 하기 관계식 2를 만족함으로써 고항복비와 고연성을 동시에 가지는 강판을 제공할 수 있다.
강판의 고항복비는 소재의 내충돌성능이 우수해져 차량 충돌시 안정성 향상에 기여할 수 있으며, 고연성은 부품으로의 프레스 가공시 발생하는 크랙 및 주름과 같은 가공 결함을 방지하여 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
본 발명에서는 하기 관계식 2의 값이 9 이상인 경우 내충돌성능과 성형성을 동시에 확보할 수 있는 반면, 그 값이 9 미만이면 내충돌성과 성형성을 동시에 확보할 수 없게 된다.
[관계식 2]
(YR×El×1000)/TS ≥ 9
(여기서, 각 물성의 단위는 배제한다.)
상기와 같은 기계적 물성을 가지는 본 발명의 강판은 부품으로의 가공시 크랙, 주름 등과 같은 가공 결함을 방지할 수 있어, 복잡한 형상을 가지는 자동차용 구조 부재용으로 다양하게 이용될 수 있다. 뿐만 아니라, 충돌시 내충돌성과 크랙발생을 지연시킴으로써 구조부품과 차량의 안전성 향상에 기여할 수 있다.
한편, 본 발명의 강판은 냉연강판일 수 있으며, 상기 냉연강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 용융아연도금강판, 상기 용융아연도금강판을 합금화처리한 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 아연계 도금층은 아연을 주로 함유하는 아연도금층, 아연 이외에 알루미늄 및/또는 마그네슘을 함유하는 아연합금도금층일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉각 - 냉간압연 - 연속소둔 - 냉각 - 재가열 및 유지]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이후 [용융아연도금 - 합금화 열처리] 등의 공정을 더 행할 수 있다.
각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
먼저, 전술한 합금 성분계를 모두 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.
상기 가열 공정은 1050~1250℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 가열 온도가 1050℃ 미만이면 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 열간압연시 롤러에 부하되는 하중이 급격히 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 온도 상승을 위해 요구되는 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다.
따라서, 상기 가열 공정은 1050~1250℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조할 수 있으며, 이때 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃를 만족하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3 미만이면 페라이트 및 오스테나이트 2상역 압연이 행해져 재질 불균일을 초래할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 Ar3+50℃를 초과하게 되면 고온 압연에 의한 이상 조대립의 형성으로 재질 불균일이 야기될 우려가 있으며, 이로 인해 후속 냉각시 코일 뒤틀림 현상이 발생하는 문제가 있다.
보다 구체적으로, 상기 마무리 열간압연은 800~1000℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 이때 400~700℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 권취 온도가 400℃ 미만이면 열연강판의 강도가 과도하게 높아져 후속하는 냉간압연시 압연 부하를 유발할 수 있다. 또한, 열간압연된 강판을 권취 온도까지 냉각하기 위한 비용과 시간이 과도하게 소요되어 공정 비용 상승의 원인이 된다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 열연강판 표면에 스케일이 과도하게 발생하여 표면 결함을 유발할 가능성이 높으며, 도금성이 약화되는 원인이 된다.
따라서, 상기 권취 공정은 400~700℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[냉각]
상기 권취된 열연강판을 상온까지 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.05℃/s 이하, 보다 더 유리하게는 0.015℃/s 이하의 평균 냉각속도로 행할 수 있다. 여기서, 냉각은 평균냉각속도를 의미한다.
이와 같이, 권취된 열연강판을 일정 속도로 냉각을 행함으로써 오스테나이트의 핵생성 사이트(site)가 되는 탄화물을 미세하게 분산시킨 열연강판을 얻을 수 있다. 즉, 열연 과정에서 미세한 탄화물을 강 내에 고르게 분산시키고, 이후의 소둔시 이 탄화물이 용해되면서 강 중에 오스테나이트 상을 미세하게 분산 및 형성시킬 수 있으며, 이로 인해 소둔이 완료된 후에는 균일하게 분산된 미세 마르텐사이트 상을 얻을 수 있다.
[냉간압연]
상기에 따라 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 30~80%의 냉간압하율(총 압하율)로 행할 수 있다.
특히, 본 발명은 상기 냉간압연시 초기 스탠드, 바람직하게 1~3번 스탠드의 누적 압하율을 20% 이상으로 제어함으로써 강 내부에 저장되는 에너지(stored engergy)를 높임으로써 후속하는 소둔 과정에서 페라이트의 재결정을 촉진하는 구동력으로 작용하는 효과를 얻을 수 있다. 이로 인해, 강 내에 미재결정 페라이트의 분율을 낮추는 효과를 부여할 수 있다.
강 내 미재결정 페라이트가 존재할 경우, 국부적으로 변형 및 응력이 집중되어 강의 연성이 열위하게 되는 반면, 재결정 페라이트는 변형 및 응력 집중을 완화시킴으로써 연성 향상에 기여한다.
상기 냉간압연시 초기 1~3번 스탠드의 누적 압하율이 20% 미만이거나, 최종 스탠드까지의 냉간압하율(총 압하율)이 30% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 강판의 형상교정이 어려워지는 문제가 있다. 또한, 미재결정 페라이트의 분율이 높아져 연성이 저하되는 문제가 있다. 반면, 상기 냉간압연시 최종 스탠드까지의 냉간압하율이 80%를 초과하게 되면 강도가 높아져 냉간압연시 롤 부하를 가져오는 문제가 있으며, 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높아지는 문제가 있다.
본 발명에서 상기 냉간압연은 5 또는 6개 스탠드로 구성되는 압연기를 이용하여 실시될 수 있으며, 다만 이에 한정하는 것은 아님을 밝혀둔다.
[연속소둔]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속 소둔 처리하는 것이 바람직하다. 상기 연속 소둔 처리는 일 예로 연속 합금화 용융도금로에서 행해질 수 있다.
상기 연속 소둔 단계는 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트 상을 형성하고, 탄소를 분해하기 위한 공정이다.
상기 연속 소둔 처리는 Ac1+30℃~Ac3+30℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 800~870℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 연속 소둔시 그 온도가 Ac1+30℃ 미만이면 충분한 재결정이 이루어지지 못할 뿐만 아니라, 충분한 오스테나이트의 형성이 어려워 소둔 후 목표 수준의 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 분율을 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 Ac3+30℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 조대해져 미세한 잔류 오스테나이트 상을 경질상 주변에 고르게 형성할 수 없게 된다. 또한, 생산성이 저하되고, 고온 소둔으로 인한 Si, Mn, B 등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의해 표면 농화물의 형성이 심화되어 도금 표면품질을 확보할 수 없다.
[단계적 냉각]
상기한 바에 따라 연속 소둔 처리된 냉연강판을 단계적으로 냉각하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 냉각은 450~700℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 1차 냉각이라 칭함)한 다음, 250~500℃까지 3℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 2차 냉각이라 칭함)하는 것이 바람직하다.
1차 냉각
본 발명은 최종 조직으로서 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 상을 면적분율 합 40~80%로 형성함에 있어서, 후속 2차 냉각 과정에서 종료 온도를 제어함으로써 이때 생성되는 마르텐사이트와 베이나이트의 분율을 제어할 수 있다.
구체적으로, 후속 2차 냉각을 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도) 이하에서 종료하는 경우 상대적으로 마르텐사이트 상을 다량으로 형성할 수 있는데, 이를 위해서는 상기 1차 냉각의 종료 온도를 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 또한, 후속 2차 냉각을 베이나이트 온도영역에서 종료하게 되면 상대적으로 베이나이트 상을 유리하게 형성할 수 있으며, 이를 위해서는 상기 1차 냉각의 종료 온도를 보다 높게 제어하는 것이 유리하다.
바람직하게, 후속 2차 냉각을 Ms 이하로 종료하는 경우 상기 1차 냉각은 450~600℃의 온도범위까지 행할 수 있으며, 후속 2차 냉각을 베이나이트 온도영역에서 종료하는 경우 상기 1차 냉각을 550~700℃의 온도범위까지 행하는 것이 바람직하다.
상기 1차 냉각시 종료온도가 450℃ 미만이면 소둔로 내 분위기 가스를 냉각시키는 설비에 큰 부하가 되고, 냉각속도가 빨라져 냉각 중 생성되는 페라이트 상을 충분히 확보할 수 없게 된다. 반면, 상기 종료온도가 700℃를 초과하게 되면 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다.
또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 생산성을 고려하여 상기 1차 냉각은 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
2차 냉각
상술한 조건으로 1차 냉각을 완료한 후, 2차 냉각을 행하는 것이 바람직한데, 이때 냉각종료온도와 냉각속도를 제어함으로써 목표로 하는 미세조직을 형성하도록 유도할 수 있다.
상기 2차 냉각시 Ms 이하로 냉각을 행하게 되면, 켄칭(qhenching) 마르텐사이트를 형성하게 되며, 그 온도가 낮을수록 켄칭 마르텐사이트의 분율이 높아져 강판의 강도 향상을 유도할 수 있다. 또한, 후속 열처리(본 발명의 재가열 공정임) 과정에서 템퍼링되어 템퍼드 마르텐사이트로 되면서 마르텐사이트 내에 과포화된 탄소가 주변의 미변태 오스테나이트로 분배되어 잔류 오스테나이트의 안정성을 높이고, 연성 향상을 도모할 수 있다.
상기 2차 냉각시 Ms 초과하는 온도로 냉각을 행하게 되면, 베이나이트 분율을 높일 수 있다. 이때, 베이나이트 변태 과정에서 Si, Al의 효과로 탄화물 석출이 지연되면서, 베이나이트로부터 주변 미변태 오스테나이트로의 탄소가 분배됨에 따라 잔류 오스테나이트의 안정성이 높아지고, 연성을 향상시킬 수 있다.
상기 2차 냉각의 종료온도가 250℃ 미만이면 켄칭 마르텐사이트의 분율이 과도하게 증가하여 오히려 잔류 오스테나이트 상의 분율이 감소하고, 강판의 형상이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 베이나이트가 충분히 형성되지 못하여 잔류 오스테나이트 상의 분율이 감소하고, 후속 과정에서 프레시 마르텐사이트 상의 분율이 크게 증가하여 강도가 과도하게 높아지는 문제가 있다. 보다 유리하게, 상기 2차 냉각은 400℃ 이하에서 종료할 수 있다.
또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 3℃/s 미만이면 펄라이트 상이 형성됨에 따라 베이나이트 상이 목표 수준으로 형성되지 못할 우려가 있다. 한편, 상기 평균 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자가 냉각 설비의 사양을 고려하여 적절히 선택할 수 있을 것이다. 일 예로, 100℃/s 이하에서 행할 수 있을 것이다.
게다가, 상기 2차 냉각은 수소 가스(H2 gas)를 이용하는 수소냉각설비를 이용할 수 있다. 이와 같이, 수소냉각설비를 이용하여 냉각을 행함으로써 상기 2차 냉각시 발생할 수 있는 표면산화를 억제하는 효과를 얻을 수 있다. 이때, 상기 수소냉각설비는 60~70%의 수소(H2)와 잔부 질소(N2)로 제어될 수 있다.
한편, 상술한 바에 따라 단계적으로 냉각을 행함에 있어서, 1차 냉각시의 냉각속도 보다 2차 냉각시의 냉각속도를 빠르게 행할 수 있다.
유지
상기에 따라 2차 냉각을 완료한 후 냉각된 온도범위에서 30초 이상 유지하는 공정을 더 행할 수 있다.
상기 유지 공정을 통해, 켄칭 마르텐사이트를 템퍼링시키거나 베이나이트 변태량을 더 증가시키는 효과를 얻을 수 있다. 상기 유지 시간이 30초 미만이면 상술한 효과를 기대하기 어려워진다.
[재가열 및 유지]
상기에 따라 단계적 냉각이 완료된 냉연강판을 재가열 및 유지하는 공정을 통해 본 발명에서 의도하는 미세조직을 형성할 수 있다. 구체적으로, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 490℃ 이하의 온도로 재가열하여 30초 이상 유지하는 공정을 거치는 것이 바람직하다.
상술한 온도로 재가열하여 유지함에 의해, 이전 냉각 과정에서 생성된 켄칭 마르테사이트가 템퍼드 마르텐사이트로 변태될 수 있으며, 또한 베이나이트 변태도 동반하게 된다.
상기 템퍼링 과정에서 마르텐사이트 내에 과포화되어 있던 탄소가 주변의 미변태 오스테나이트로 재분배된다. 또한, 상기 2차 냉각이 Ms 초과에서 종료된 경우에는 상기 재가열 및 유지 과정에서 베이나이트 분율이 크게 증가하게 되는데, 이 과정에서 베이나이트로부터 배출된 탄소가 미변태 오스테나이트로 재분배됨으로써, 잔류 오스테나이트의 안정성이 향상되어 연성이 높아지는 효과를 얻을 수 있다.
뿐만 아니라, 상기 재가열 및 유지 과정에서 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트에 전위가 고착되어 항복강도가 높아지게 되며, 그 결과 0.6~0.9의 항복비를 갖는 강판을 얻을 수 있게 된다.
다만, 상기 재가열시 온도가 과도하게 높아지면 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 내의 탄화물이 조대화되어 강도가 낮아지고, 조대한 탄화물의 형성에 따른 미변태 오스테나이트로의 탄소 재분배 효과가 감소하여, 잔류 오스테나이트 분율이 감소하게 되고, 결국 연성의 향상을 기대하기 어렵다.
따라서, 상기 재가열 온도를 490℃ 이하로 제한할 수 있으며, 보다 유리하게는 350℃ 이상일 수 있다.
상기와 같이 490℃ 이하로 재가열된 냉연강판을 그 온도에서 30초 이상 유지함으로써 상술한 효과가 충분히 구현되도록 함이 바람직하다.
상기 유지시 그 시간이 과도하여 5분을 초과하게 되면 마르텐사이트의 템퍼링 효과가 과도해져 강도가 저하되는 문제가 있다.
본 발명은 상기 서술된 합금 성분계 및 제조조건을 최적화함에 의해, 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트를 기지조직으로 형성시키면서, 일정 분율의 잔류 오스테나이트를 상기 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 주변에 미세하고 균일하게 형성시킴으로써, 기존 DP강 대비 항복비와 연성을 증가시켜 강판의 부품 가공을 위한 성형성과 차량 충돌시 내충돌성능을 향상시킬 수 있다. 이렇게 정밀 제어한 본 발명의 강판은 기존 DP강 대비 높은 항복비를 유지하면서도 연성을 확보할 수 있다. 결과적으로, 우수한 연성 및 구멍확장성, 성형성, 내충돌성능을 갖는 고강도 강판을 제공할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기에 따라 제조된 냉연강판을 도금처리함으로써 도금강판을 제공할 수 있다.
[용융아연도금]
상기에 따라 재가열 및 유지 공정을 거친 후 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일 예로 430~490℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.
[합금화 열처리]
또한, 필요에 따라, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리함으로써, 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 있다.
또한, 더 추가하여, 상기 용융아연도금 또는 합금화 열처리 후 최종 냉각 및 조질압연 공정을 행할 수 있다.
[최종 냉각]
상기에 따라 용융아연도금 또는 합금화 열처리된 강판을 최종 냉각하여, 프레시 마르텐사이트를 더욱 도입할 수 있다. 이때, 상기 최종 냉각은 3℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 행하는 것이 바람직하다.
상기 냉각시 냉각속도가 3℃/s 미만이면 냉각 과정에서 프레시 마르텐사이트 상을 의도하는 수준으로 확보할 수 없다. 한편, 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 일정 분율의 프레스 마르텐사이트 상의 형성을 위하여 50℃/s 이하로 행할 수 있다.
[조질압연]
나아가, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 강 내에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다. 이때, 압하율은 2% 미만(0% 제외)인 것이 바람직하다. 만일, 압하율이 2% 이상인 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판 파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
하기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도에서 가열한 후, 각각의 가열된 슬라브를 Ar3~Ar3+50℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각 열연강판을 400~700℃에서 권취한 후 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하였다. 이후, 냉각된 열연강판을 45~75%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다.
상기 냉간압연시 6개의 스탠드로 구성된 압연기에서 행하였으며, 스탠드 1~3의 누적압하율을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 실시하였다.
이 후, 각각의 냉연강판을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속소둔 처리한 후, 단계적 냉각(1차 - 2차 냉각 및 유지)을 행하였다. 2차 냉각 및 유지 공정이 완료된 후, 490℃ 이하의 온도로 재가열한 후 그 온도에서 유지하는 공정을 행하였다. 상기 2차 냉각 후 유지하는 공정은 30초간 행하였다.
그 후, 430~490℃의 용융아연도금욕에서 아연도금처리한 다음, 5℃/s의 냉각속도로 상온까지 최종 냉각한 후, 2% 미만으로 조질압연하여 용융 아연계 도금강판을 제조하였다. 이때, 일부 강에 대해서는 상기 아연도금처리 후 합금화 열처리를 실시하였다.
구분 합금조성(중량%) 관계식1
C Si Mn P S Sol.Al Nb Ti B Cr Mo Sb
발명강1 0.14 0.60 2.41 0.011 0.002 0.035 0.021 0.040 0 0.41 0.20 0 1.81
발명강2 0.16 0.70 2.39 0.010 0.003 0.035 0.020 0.011 0 0.22 0.10 0.030 2.08
발명강3 0.16 1.00 2.21 0.008 0.002 0.030 0 0 0.0016 0.51 0 0 2.40
발명강4 0.15 0.90 2.22 0.008 0.003 0.030 0 0 0.0010 0.71 0 0.034 2.21
발명강5 0.17 1.00 2.20 0.008 0.002 0.030 0 0 0.0014 0.42 0 0.038 2.48
발명강6 0.18 1.00 1.99 0.008 0.004 0.030 0 0 0.0015 0.69 0 0.036 2.56
비교강1 0.06 0.41 2.29 0.012 0.002 0.032 0.031 0.021 0.0027 0.84 0.12 0.018 0.96
비교강2 0.07 0.40 2.32 0.021 0.004 0.035 0.051 0.020 0.0024 0.85 0.13 0 1.03
비교강3 0.07 0.60 2.31 0.022 0.002 0.035 0.021 0.021 0.0020 0.85 0.12 0 1.25
비교강4 0.11 0.60 2.61 0.011 0.001 0.025 0.023 0.015 0 0.50 0.21 0.031 1.56
비교강5 0.11 0.30 2.63 0.015 0.001 0.125 0.021 0.015 0 0.51 0.21 0.030 1.31
구분 권취
온도
(℃)		 냉간압연 소둔 1차냉각 2차냉각 재가열 유지
1~3스탠드
누적
압하율
(%)		 총
압하율
(%)		 온도
(℃)		 종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 온도
(℃)		 시간
(sec)
발명강 1 540 30 60 860 550 5.4 280 12.8 450 55
발명강 2 620 35 55 840 680 2.9 480 9.5 460 60
발명강 3 650 25 70 850 600 4.5 450 7.1 480 45
발명강 4 570 40 50 860 480 6.8 300 8.5 480 40
발명강 5 520 30 65 870 500 6.6 300 8.5 420 65
발명강 6 600 25 60 810 550 4.6 300 11.9 460 45
비교강 1 750 25 45 770 650 3.9 550 4.7 550 45
비교강 2 580 15 60 830 680 2.7 500 9.5 530 60
비교강 3 620 30 70 850 750 1.8 300 21.4 300 20
비교강 4 600 40 55 850 680 3.2 200 22.8 460 25
비교강 5 300 35 75 810 680 3.1 450 10.9 560 50
상기에 따라 제조된 각각의 강판의 미세조직을 관찰하여 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 각 강판의 미세조직은 강판의 판 두께 1/4t(t: 강판 두께(단위 mm)) 지점에서 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer), EBSD, XRD를 이용하여 템퍼드 마르텐사이트(TM), 베이나이트(B), 페라이트(F), 프레시 마르텐사이트(FM) 및 잔류 오스테나이트(A)의 분율을 측정하였다. 이때, 잔류 오스테나이트의 점유율에 대해서도 EBSD를 이용하여 측정하였다.
또한, 각 강판의 인장시험을 위해 채취된 시험편에 대하여 DIN 규격을 이용하여 L방향으로 인장물성을 평가하였다.
그리고, 구멍확장성(HER)은 ISO 16630 절차에 따라 직경 10mm 원형으로 펀칭된 홀(Hall)을 원뿔형 펀치로 시편에 크랙이 발생될 때까지 밀어올려, 초기 홀의 직경과 변경 후 홀의 직경의 비를 측정하였으며, 다음의 식을 이용하여 산출하였다.
[식]
구멍확장률(HER, %) = {(D - D0) / D0} × 100
(여기서, D는 균열이 두께 방향을 따라 강판을 관통하였을 때의 구멍 직경(mm)을 의미하며, D0는 초기 구멍 직경(mm)을 의미한다.)
구분 미세조직 (면적%) 기계적 물성
TM+B F FM A 점유율
(ATM+B /AT)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 E1
(%)		 YR HER
(%)		 관계
식2
발명강 1 55 35 5 5 90 799 1065 14.7 0.75 30 10.4
발명강 2 48 32 13 7 91 755 1042 15.8 0.72 25 10.9
발명강 3 57 29 7 7 94 780 1041 15.3 0.75 31 11.0
발명강 4 60 25 7 8 95 845 1073 16.6 0.79 35 12.2
발명강 5 64 27 2 7 91 848 1077 15.4 0.79 40 11.3
발명강 6 58 26 7 9 98 823 1072 17.1 0.77 32 12.3
비교강 1 31 56 9 4 76 500 891 14.0 0.56 11 8.8
비교강 2 35 30 32 3 72 752 1081 10.3 0.70 21 6.7
비교강 3 85 5 8 2 65 986 1076 9.0 0.92 30 7.7
비교강 4 82 12 3 3 77 947 1084 10.3 0.87 32 8.3
비교강 5 38 20 40 2 70 802 1211 10.6 0.66 20 5.8
YS: 항복강도, TS: 인장강도, El: 연신율, YR: 항복비(YS/TS)
표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금 성분계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 6은 의도하는 대로 템퍼드 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 총 합 40~80면적%로 형성되고, 잔류 오스테나이트 상이 주로 상기 템퍼드 마르텐사이트 상과 베이나이트 상 주변에 형성되었다. 그에 따라, 980MPa 이상의 고강도뿐만 아니라 항복비가 0.6~0.9를 만족하고, 10% 이상의 연신율과 20% 이상의 구멍확장성이 확보되었다.
즉, 본 발명에 의해 제조된 강판은 강도와 연성이 동시에 크게 향상되었으며, 특히 관계식 2의 값을 만족함으로써 본 발명에서 목표로 하는 내충돌성능과 성형성을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
반면, 본 발명에서 제안하는 관계식 1을 벗어나고, 제조조건을 만족하지 못하는 비교강 1 내지 5는 의도하는 바로 미세조직이 형성되지 못함에 따라, 적어도 하나 이상의 물성이 열위하였다.
비교강 1은 페라이트 상이 과도하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었으며, 구멍확장성이 열위하고, 관계식 2를 벗어남에 따라 내충돌성능 및 성형성의 확보가 불가능하였다.
비교강 2 및 5는 프레시 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 고강도는 확보 가능한 반면, 관계식 2를 벗어남에 따라 내충돌성능 및 성형성을 확보할 수 없었다.
비교강 3은 페라이트 상이 미비하고, 잔류 오스테나이트 상이 경질상 주변에 형성되지 못함에 따라 연성이 크게 저하하였다.
비교강 4는 잔류 오스테나이트 상이 경질상 주변에 형성되지 못하여, 상대적으로 연신율이 낮고, 이로 인해 관계식 2를 벗어남에 따라 내충돌성능 및 성형성의 확보가 불가능하였다.
도 1은 관계식 1의 값에 따른 기계적 물성(관계식 2)의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 관계식 1의 값이 1.7 이상을 만족할 때 관계식 2의 값을 9 이상으로 확보할 수 있음을 알 수 있다.
도 2는 발명강 4의 미세조직을 EBSD로 측정한 사진을 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 템퍼드 마르텐사이트 상과 베이나이트 상 주변에 잔류 오스테나이트 상이 주로 형성된 것을 확인할 수 있으며, 페라이트 상과 프레시 마르텐사이트 상이 적절히 형성된 것을 알 수 있다.

Claims (15)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 실리콘(Si): 0.4~1.4%, 망간(Mn): 1.8~3.0%, 산가용 알루미늄(Sol.Al): 1.0% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.4% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 안티몬(Sb): 0.06% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 C, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 상을 면적분율 합으로 40~80%, 잔류 오스테나이트 상을 3~15%, 잔부 페라이트 및 프레시 마르텐사이트 상을 포함하고,
    상기 잔류 오스테나이트 상은 전체 잔류 오스테나이트 분율(AT)중 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트에 인접해 있는 잔류 오스테나이트(ATM+B)의 점유율(ATM+B /AT)이 90% 이상인 것을 특징으로 하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 1]
    (8×C) + (1.1×Si) + (0.8×Al) ≥ 1.7
    (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 니오븀(Nb): 0.05 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 페라이트는 면적분율 40% 이하로 포함하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 프레시 마르텐사이트는 면적분율 20% 이하로 포함하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도 980MPa 이상, 항복비 0.6~0.9, 연신율이 10% 이상, 구멍확장성이 20% 이상인 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 항복비, 연신율 및 인장강도의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 2]
    (YR×El×1000)/TS ≥ 9
    (여기서, 각 물성의 단위는 배제한다.)
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.2%, 실리콘(Si): 0.4~1.4%, 망간(Mn): 1.8~3.0%, 산가용 알루미늄(Sol.Al): 1.0% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.4% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 안티몬(Sb): 0.06% 이하, 보론(B): 0.01% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연 출구측 온도 Ar3~Ar3+50℃의 온도 범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 열연강판을 0.1℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 열연강판을 총 압하율 30~80%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 연속소둔 처리하는 단계;
    상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 450~700℃까지 10℃/s 이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 250~500℃까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 490℃ 이하의 온도로 재가열하여 30초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
    상기 냉간압연은 최초 1~3번 스탠드의 누적 압하율 20% 이상으로 행하는 것을 특징으로 하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    (8×C) + (1.1×Si) + (0.8×Al) ≥ 1.7
    (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 연속소둔 처리는 Ac1+30℃~Ac3+30℃의 온도범위에서 행하는 것인 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각시 냉각속도는 1차 냉각시 냉각속도 보다 빠르게 행하는 것인 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각은 수소(H2) 가스를 이용하는 수소급냉설비에서 행하는 것인 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각 후 30초 이상 유지하는 단계를 더 포함하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  12. 제 7항에 있어서,
    상기 재가열 및 유지 후, 430~490℃의 도금욕에서 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  13. 제 12항에 있어서,
    상기 용융아연도금 후, 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  14. 제 13항에 있어서,
    상기 용융아연도금 또는 합금화 열처리 후, 평균 냉각속도 3℃/s 이상으로 상온까지 최종 냉각하는 단계를 더 포함하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  15. 제 14항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후, 2% 미만의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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