KR101940912B1

KR101940912B1 - 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101940912B1
Application number: KR1020170083462A
Authority: KR
Inventors: 이세웅; 이규영; 류주현; 강기철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-06-30
Filing date: 2017-06-30
Publication date: 2019-01-22
Also published as: CN110662854B; WO2019004662A1; KR20190003894A; US20200140971A1; EP3647452C0; EP3647452A1; EP3647452B1; US11299793B2; CN110662854A; EP3647452A4; ES2983620T3

Abstract

본 발명은 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.35%, Al+Si: 0.99%이하, Mn: 3.5~10%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이 부피분율로 10%이상의 잔류오스테나이트와 60%이상의 소둔 마르텐사이트 및 20% 이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하며, Mn 고갈층의 평균 두께가 제품 표면으로부터 0.5㎛이상인 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 점용접 시 발생하는 균열 저항성을 높일 수 있어 용접 후에도 재료의 성능 저감이 없는 냉간 프레스 성형이 가능한 초고강도 고연성 강판의 제조가 가능하다.

Description

액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법{STEEL SHEET HAVING EXCELLENT LIQUID METAL EMBRITTLEMENT CRACKING RESISTANCE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 낮추어야 하는 반면에, 충돌 안전성 확보를 위해서는 강판의 두께를 두껍게 해야 하는 서로 모순된 측면이 있다. 이를 해결하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하는데, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 'DP강'이라고 함), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 'TRIP'강이라고 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 'CP강'이라고 함) 등의 다양한 자동차강판을 통해서 가능하다고 알려져 있다.

이와 같은 진보된 고강도강의 탄소량 혹은 합금성분을 높여서 보다 강도를 높일 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다. 또한, 강도 확보를 위해 합금성분을 높일 경우 도금재의 점용접부 액상금속취화(Liqud Metal Embrittlement)에 의한 균열이 발생하여 초고강도강의 적용 확대에 어려움을 주고 있다.

도 1은 점용접후 액상금속취화 균열이 발생한 강재의 사진이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 점용접 후의 균열은 발생부위 별로 Type A, Type B 및 Type C로 구분되는데 Type A는 용접 전극 접촉부에 발생하는 균열로 재료 성능에 미치는 영향은 미미하다고 알려져 있으며, 용접 어깨부에 발생하는 Type B 및 모재에 균열이 발생하는 Type C는 재료 성능에 영향을 미쳐 엄격한 기준으로 관리되고 있다. 액상금속취화(Liqud Metal Embrittlement) 현상은 하기의 세가지 인자에 기인한다고 알려져 있다.

- 소재인자 : 합금원소(Si, Al, B, V 등), 표층 미세조직, 결정립도, 모재 강도

- 도금인자 : 도금량, 도금층 성분/융점

- 용접인자 : 입열량, 전극 Gap, 용접전극 정렬 불량

초고강도 강을 구현하는 기존의 기술은 매우 다양하게 개발되어 왔다. 선행특허 1 및 2는 각각 3.5~9%의 Mn 및 2~9%의Mn 강을 활용하여 인장강도와 연신율의 곱이 30,000MPa%이상의 매우 우수한 물성을 보이고 있으나 도금재에 발생하는 용접부 균열 현상에 대한 언급이나 이의 해결책에 대한 명시가 없다.

선행특허 3 및 4의 경우에는 3.5~10%의 Mn강을 활용하여, 인장강도 980MPa이상이고 인장강도와 연신율의 곱이 24,000MPa%이상인 고강도강판의 제조방법을 제공하고 있는데, 상기 선행특허들 또한 점용접부 액상금속취화 현상의 해결책을 제공하지 못하고 있다.

(선행특허 1) 중국 특허공개번호 CN 101638749B (선행특허 2) 중국 특허공개번호 CN 103060678A (선행특허 3) 한국 공개특허공보 제2014-0060574호 (선행특허 4) 국제출원번호 PCT-JP2012-005706

본 발명의 일측면은 인장강도와 연신율의 곱이 우수한 제품만이 아니라, 액상금속취화(Liqud Metal Embrittlement) 균열 저항성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.35%, Al+Si: 0.99%이하, Mn: 3.5~10%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이 부피분율로 10%이상의 잔류 오스테나이트와 60%이상의 소둔 마르텐사이트 및 20% 이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하며, Mn 고갈층의 평균 두께가 제품 표면으로부터 0.5㎛이상인 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.35%, Al+Si: 0.99%이하, Mn: 3.5~10%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상 1000℃이하의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 720℃이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 Ac1∼Ac1+(Ac3-Ac1)/2 온도역에서 30분 이상 열처리하는 단계; 상기 열처리된 열연강판을 5초 이상 산세하는 단계; 상기 산세된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 580~900℃ 온도역에서 10초~5분동안 2상 소둔열처리를 행하는 단계를 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일측면에 따르면, 점용접 시 발생하는 균열 저항성을 높일 수 있어 용접 후에도 재료의 성능 저감이 없는 냉간 프레스 성형이 가능한 초고강도 고연성 강판의 제조가 가능하다.

도 1은 점용접후 액상금속취화 균열이 발생한 강재의 사진이다.
도 2는 본 발명 실시예 1의 발명강 1과 비교강 2의 용접부를 전자현미분석기(Electron Probe X-ray Micro Analyzer, EPMA)를 이용하여 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명 실시예 1의 발명강 1 내지 7과 비교예 1 및 2의 Mn 고갈층을 측정한 사진이다.
도 4는 본 발명 실시예 2의 발명예 1 및 2와 비교예 1을 관찰한 사진이며, (a)는 Mn 고갈층을 측정한 사진이고, (b)는 용접부를 전자현미분석기를 이용하여 관찰한 사진이다.

본 발명자들은 합금조성, 미세조직과 제조조건 특히, Al+Si의 함량과 산세시간의 적절한 제어를 통해 일정 수준 이상의 Mn 고갈층을 형성시킴으로써 우수한 액상금속취화 균열 저항성을 갖는 강판을 제공하는 것이 가능하다는 식견 하에 본 발명을 완성하게 되었다.

이하, 본 발명에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금성분 및 조성범위에 대하여 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.04~0.35%

C는 잔류 오스테나이트 안정화를 위해서 첨가되는 중요한 원소로써, 0.04% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 그 함량이 0.35%를 초과하면 본 발명과 같이 Mn이 다량 함유되는 경우에 자동차 구조부재의 주요 접합기술인 점용접성이 열위해지므로 그 상한을 0.35%로 한정하는 것이 바람직하다.

Al+Si: 0.99%이하

Al 및 Si은 페라이트내에서 탄화물이 석출하는 것을 억제하고 페라이트내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하는 원소로써 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 하지만 Al+Si의 함량이 0.99%를 초과하게 되면 점용접 특성이 열위해서 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement) 균열 저항성이 크게 떨어지므로 그 상한을 0.99%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만 Al+Si의 하한을 제한하지 않고 0%를 포함하는 사유는 본 발명과 같이 Mn이 다량 함유되는 강에서는 Al 또는 Si 첨가 없이도 잔류오스테나이트의 안정성을 확보하기가 용이하므로 제한하지 않는다.

Mn: 3.5~10%

Mn은 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화와 냉각시 페라이트 변태 억제를 위해서 변태조직강에 가장 많이 이용되는 원소이다. 망간을 3.5%미만 첨가하는 경우에는 페라이트 변태가 발생하기 쉽고 오스테나이트의 확보가 부족하여 높은 기계적 물성을 확보할 수가 없고, 10%를 초과하여 첨가하는 경우에는 연연주 생산이 어려워지고 다량 합금철 투입에 의한 용강온도 저하 등 생산성의 안정적 확보가 어렵다는 단점이 있다.

P: 0.05%이하(0% 제외)

P는 고용강화 원소이기도하나 그 함량이 0.05%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지기 때문에 그 상한을 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.02%이하(0% 제외)

S는 P와 마찬가지로 강중 불순물 원소로써, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.

N: 0.02%이하(0% 제외)

N은 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 0.02%를 초과하면 취성이 발생할 위험성이 크고 AlN 과다 석출등으로 연주품질을 저하하므로 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판은 상기 합금성분들 이외에 이하의 추가 합금성분들을 추가로 포함할 수 있다.

Ti: 0.15%이하

Ti은 미세 탄화물 형성원소로써 본 발명의 강도 확보에 기여한다. 또한, Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 스캐빈징(scavenging)을 함에 의하여 AlN 석출을 억제하여서 연주시 크랙이 발생할 위험성을 저하시키는 장점이 있으므로 화학당량적으로 48/14*[N]이상을 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 상기 Ti은 0.15%를 초과하면 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 감소가 이루어질 수 있고, 또한 연주시 노즐 막힘을 야기하는 문제가 있다.

Nb: 0.5%이하

Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고 미세 탄화물 형성을 통한 강도를 증가하는 원소이나, 0.5%를 초과하는 경우에는 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 감소가 이루어질 수 있고 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가 증가의 요인이 될 수 있다.

V: 0.5%이하

V은 저온 석출물을 형성함에 의하여 강도 증가에 기여하나, 0.5%를 초과하면 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 감소가 이루어질 수 있고 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가 증가의 요인이 될 수 있다.

Mo:0.5%이하

Mo는 경화능을 높여서 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있어서, 소둔 후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 또한, 미세한 탄화물 형성을 통하여 강도 증가에 기여하는 바가 크다. 그러나, 0.5%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가 증가의 요인이 될 수 있다.

Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5%

상기 Zr과 W은 Ti, Nb, V, Mo와 마찬가지로 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Zr 및 W의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵고, Zr의 함량이 0.1%, W의 경우에는 0.5%를 초과하게 되면 상기 효과의 증대가 없고, 또한 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 저하시킬 수 있다.

Ni: 1%이하, Cr: 1.5%이하 및 Cu: 0.5%이하

상기 Ni, Cr 및 Cu는 잔류오스테나이트 안정화에 기여하는 원소인데, 상기 서술된 C, Si, Mn, Al 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 그러나, Ni, Cr 및 Cu가 각각 1%, 1.5%와 0.5%를 초과하는 경우에는 제조비용의 상승이 과다하는 문제가 있다. 또한, 본 발명에서 Cu의 경우에는 열연시 취성을 야기할 수 있으므로 Cu가 첨가되는 경우에는 Ni이 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.

Cr은 잔류오스테나이트 안정화에 기여하는 원소인데 C, Si, Mn 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 다만 Cr이 1.5%를 초과하게 되면 제조비용의 상승이 과다해지는 단점이 있다.

Sb: 0.1%이하, Ca: 0.01%이하 및 B: 0.01%이하

Sb은 입계편석을 통한 Si, Al 등 표면산화원소의 이동을 저해하여 도금표면품질을 향상시키는 효과가 있는데 0.1%를 초과하는 경우에는 아연도금층의 합금화가 지연되는 문제가 있다. Ca은 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유효한 원소인데 0.01%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화되는 단점이 있다. 또한 B은 Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜서 고온에서 냉각시에 연질 페라이트 변태를 억제하는 장점이 있으나 0.01%를 초과하면 도금강판으로 제조시 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

한편, 본 발명의 강판은 미세조직이 부피분율로 10%이상의 잔류 오스테나이트와 60%이상의 소둔 마르텐사이트 및 20% 이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트의 분율이 10% 미만일 경우 재료가 변형 도중 충분한 가공경화를 확보할 수 없어 연신율이 열위해지며, 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트가 20%를 초과하는 경우 강도확보는 용이할 수 있으나 재료 내의 전위의 증가로 인해 연신율이 매우 열위해지므로 상기와 같이 한정하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 강판은 Mn 고갈(depletion)층의 평균 두께가 제품 표면으로부터 0.5㎛ 이상인 것이 바람직하다. 상기 Mn 고갈층은 강판 표층의 소둔 마르텐사이트 와 잔류 오스테나이트 중 상기 잔류 오스테나이트가 선택적으로 엣칭됨에 따라 생성된다. 즉, 상기 에칭에 의해 강판 표층의 조직은 연질의 소둔 마르텐사이트 층으로 주로 구성됨과 동시에 Mn 고갈층을 형성시킴으로써 LME 균열 저항성이 크게 향상되는 효과를 가져온다. 다만, Mn 고갈층의 깊이가 0.5㎛ 미만일 경우 Mn 고갈층이 LME 균열 저항성에 미치는 영향이 미미해 지므로 상기와 같이 한정하는 것이 바람직하다.

상기 강판 표층의 Mn 고갈층 영역의 크기는 통상적인 미세조직 관찰로는 측정이 쉽지 않으나, 전자현미분석기(Electron Probe X-ray Micro Analyzer, EPMA)를 이용하는 경우, Mn 고갈층 정량적인 깊이 측정이 가능하다. 한편, 실질적으로 3차원적 개념의 깊이 측정방법은 쉽지 않은데 통상의 미세조직 관찰시 활용되는 단면 관찰을 통한 깊이 측정으로 대신할 수 있다.

본 발명에서 제공하는 강판은 냉연강판, 아연계 용융도금강판, 아연계 용융합금화도금강판, 아연계 전해도금강판, 아연계 PVD 도금강판 및 알루미늄계 용융도금강판 중 하나일 수 있다.

이하, 본 발명 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

우선, 전술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일양이 증가하여 재료의 손실로 이어지며, Mn이 다량 함유된 경우에 액상이 존재할 수 있으므로 이와 같이 제한한다.

상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상 1000℃이하의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이는 Ar3(오스테나이트를 냉각시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도) 미만에서는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지며 열간압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려된다. 반면, 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과하는 경우 재가열 온도를 높여야하는 이유로 공정비용의 증가를 초래하고, 또한 조압연 중 디스케일링을 통해 제거된 슬라브 표층 산화물이 다시 생성되어 열연강판의 품질을 열위하게 되는 단점이 있다.

상기 열연강판을 720℃이하의 온도에서 권취한다. 상기 권취온도가 720℃를 초과하는 경우에 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 표면결함을 유발할 수 있으므로 이와 같이 제한한다. 권취온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서, 후공정인 냉간압연의 압연하중이 높아지는 단점이 있으나 본 발명과 같이 냉간압연전 열처리를 행하는 경우에는 문제가 되지 않으므로 하한을 제한하지는 않는다. 하지만, 냉간압연기의 압연능력이 우수하거나 가역식 압연기의 경우에는 냉간압연전 열처리가 필요없을 수 있다.

상기 권취된 열연강판을 Ac1∼Ac1+(Ac3-Ac1)/2 온도역에서 30분 이상 열처리한다. 강도 저감을 위해 코일은 페라이트와 오스테나이트가 동시에 존재하는 이상역 온도에서 진행되어야 한다. 따라서 상기 열처리 온도는 오스테나이트가 생성되기 시작하는 Ac1 이상의 온도에서 열처리를 진행해야 한다. 다만, 상기 열처리 온도가 Ac1+(Ac3-Ac1)/2를 초과하는 경우 이상역 오스테나이트의 안전성이 낮아져 냉각시 많은 분율의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트가 형성되어 열처리 후 열연강판의 강도가 다시 증가하여 냉간압연성이 열위해지는 문제가 있다. 상기 열처리 시간이 30분 미만일 경우에는 열처리 시 코일 내권부의 온도가 목표로 하는 온도에 도달하지 못하여 냉간압연을 위한 강도를 확보하기 어렵다. 한편, 상기 Ac1은 저온에서 온도를 올리는 경우에 오스테나이트가 출현하기 시작하는 온도이며, Ac3는 승온시에 오스테나이트가 100%가 되는 온도를 의미한다.

이후, 상기 열처리된 열연강판을 5초 이상 산세한다. 상기 산세 공정시 적절한 시간 제어를 통해 Mn 고갈층을 0.5㎛ 이상으로 형성시킬 수 있다. 다만, 상기 산세 시간이 5초 미만일 경우에는 표층 산화물이 충분히 제거되지 못하고 Mn 고갈층도 0.5㎛ 미만으로 형성되어 도금성 및 액상금속취화 균열 저항성이 열위하게 되는 문제가 있다. 상기 산세 시간은 길수록 Mn 고갈층 형성에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 산세 시간의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상시 산세 시간이 3600초를 초과하는 경우에는 과산세에 의해 필요로 하는 냉연두께를 확보하지 못하는 단점이 있을 수 있다.

상기 산세된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 산세 후 냉간압연을 행하는 경우, 통상적으로는 냉간압하율에 따라 소둔시 재결정 거동이 달라지므로 냉간압하율의 하한이 정의되어야 하나, 본 발명과 같이 최종 소둔전 1차 소둔 열처리를 행하는 경우에는 냉간압하율에는 큰 제한이 없다.

상기 냉간압연 후에는 상기 냉연강판을 Ac3이상의 온도에서 30초이상 소둔열처리를 행하고 냉각하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 이는 최종 소둔전에 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 상이 구성되도록 제한하기 위함임은 물론, 냉간압연된 강판의 변형된 소둔 마르텐사이트가 최종 2상역 소둔시에 재결정됨에 의하여 발생되는 상(phase)간 경도 편차를 억제하기 위함이다. 이와 같은 이유로 본 발명에서는 최종 2상역 소둔 열처리전에 1차 단상역 소둔을 실시할 수 있다.

상기 1차 소둔열처리 후, 580~900℃ 온도역에서 10초~5분간 2상 소둔 열처리를 행하고 이를 냉각하여 강도와 연성 및 형상품질을 동시에 확보하는 최종 소둔 열처리를 행한다. Mn 등이 다량 포함된 강종들은 최종 소둔을 30분이상 장시간 열처리하면 우수한 인장강도 및 연신율의 밸런스를 얻을 수 있으나, 열처리를 장시간 할 수 있는 실질적인 방법은 통상의 연속소둔설비가 아닌 코일을 열처리하는 배치(Batch) 소둔 방식이어서, 열처리후에 압연길이 방향으로 만곡이 발생하는 단점이 있다. 연속 소둔 시간의 하한이 10초인 이유는 충분한 열처리를 행하지 않으면 최종 소둔 후 잔류 오스테나이트의 분율이 적어 충분한 강도 및 연신율을 확보하지 못하기 때문이며, 반면 그 상한을 5분으로 한 이유는 5분 이상 소둔 시 재료의 온도 유지를 위해 과다한 열량이 소모되어 공정비용이 크게 증가되는 문제가 발생할 수 있기 때문이다. 한편, 상기 2상 소둔 열처리의 온도가 500℃ 미만인 경우에는 오스테나이트 변태가 충분히 이루어지지 않아 최종 잔류오스테나이트 분율이 10% 미만이 될 수 있어 강도 및 연신율을 동시에 확보하지 못하기 때문이며, 반면, 900℃를 초과하는 경우에는 열원의 과다한 소비로 인한 공정 비용이 과도하게 증가하게 되기 때문이다. 또한, 이상역 오스테나이트의 분율이 크게 증가하여 냉각시 다량의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트가 형성되어 강도 확보는 용이하나 연신율은 열위해지기 때문에 그 상한을 상기와 같이 정하는 것이 바람직하다.

이후, 상기 2상 소둔열처리된 냉연강판을 도금하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 이 때, 상기 도금는 아연계 용융도금, 아연계 용융합금화도금, 아연계 전해도금, 아연계 PVD 도금 및 알루미늄계 용융도금 중 하나를 이용할 수 있다.

또한, 상기 아연계 용융도금은 상기 2상 소둔열처리된 냉연강판을 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg 및 Zn-Mg-Al 도금욕 중 하나의 도금욕에 침적하여 이루어질 수 있으며, 상기 아연계 PVD 도금은 EML-PVD법을 이용하여 이루어질 수 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.

(실시예 1)

하기 표 1의 조성을 갖는 강을 30kg의 잉곳으로 진공 용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1 시간 유지한 후 열간압연을 실시하여 900℃에서 마무리압연을 완료하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 상온까지 냉각된 시편을 600℃에서 10시간 열처리를 행하고, 이를 30초간 산세처리한 뒤, 50%의 압하율로 냉간압연을 행하였다. 이후, 820℃에서 2분간 소둔열처리를 행한 뒤 냉각하고, 이후, 640℃에서 2분간 2상 소둔열처리를 행하였다. 소둔 후 전해도금법을 이용해 아연계 도금층을 60g/㎡의 부착량으로 도금을 진행하였으며 표 1의 이종용접 소재를 이용해 점용접을 행하였다. 점용접 전, 미세조직을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

구분	미세조직(부피%)
구분	잔류 오스테나이트	소둔 마르텐사이트	알파 마르텐사이트	입실론 마르텐사이트
발명강1	25	68.8	5.0	1.2
발명강2	23.5	75.2	1.3	0
발명강3	28.5	67.3	2.7	1.5
발명강4	26.3	67.3	3.9	2.5
발명강5	29.8	68.5	0	1.7
발명강6	30.7	67.2	0	2.1
발명강7	21.2	72.8	6	0
비교강1	30.5	67.1	1.2	1.2
비교강2	24.5	73.1	1.4	1.0

하기 표 3에 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement) 균열 저항성을 관찰하기 위해 적용된 ISO 기준 점용접 조건을 표시하였다. ISO 기준에 근거하여 균열 저항성 관찰을 위해 Spark가 발생하는 최대전류값을 도출한 후 "최대전류값-0.5kA"의 전류에서 점용접을 진행하였으며, 상기 표 1의 이종소재와 점용접 후 용접부 최대 균열 크기를 균열 Type별로 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

규격	두께 (mm)	통전 횟수 (회)	전극타입 (mm)	가압력 (kN)	용접 시간 (ms)	냉각 시간 (ms)	가압유지시간 (ms)
ISO 18278-2:2016	1.35~1.64	1	F1-16-20-50-6	4.5	380	-	260

강종	시편두께 (mm)	최대 전류값 (kA)	Mn 고갈층 깊이 (㎛)	최대 LME 균열(㎛)
강종	시편두께 (mm)	최대 전류값 (kA)	Mn 고갈층 깊이 (㎛)	Type A	Type B	Type C
발명강1	1.4	7.8	2.9	N/D*	N/D	N/D
발명강2	1.45	10.0	11.0	N/D	46	N/D
발명강3	1.43	10.2	8.3	N/D	35	N/D
발명강4	1.4	8.2	6.1	N/D	27	N/D
발명강5	1.41	7.6	6.0	N/D	25	N/D
발명강6	1.42	11.5	7.8	N/D	44	N/D
발명강7	1.43	8.5	0.8	N/D	30	N/D
비교강1	1.41	8.8	2.2	N/D	535	N/D
비교강2	1.4	8.4	0.3	N/D	549	N/D
* N/D : 광학 현미경 100배에서 미관찰됨.

상기 표 1 내지 4에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 특히, Al+Si 함량과 Mn 고갈층의 깊이를 만족하는 발명강 1 내지 7은 도 점용접시 최대 균열의 크기가 0.1t(t: 소재두께(mm)) 이하로 우수한 액상금속취화(Liquid Metal Embrittlement) 성능을 보여주고 있음을 알 수 있다.

반면, 비교강 1 내지 2는 최대 균열의 크기가 0.1t를 초과하여 열위한 균열 저항성을 가지고 있음을 알 수 있다. 비교강 1의 경우 Mn 고갈층의 깊이가 2.2㎛로 양호한 수준을 보이나 Al+Si의 함량이 본 발명이 제안한 0.99%를 초과하여 열위한 균열 저항성을 보여준다. 또한, 비교강 2의 경우 Al+Si이 0.99%를 초과할 뿐만 아니라 Mn 고갈층의 깊이도 0.5㎛ 미만이어서 균열 저항성이 더욱 열위해져 비교강 1 대비 더욱 큰 균열 크기를 보여준다.

도 2는 발명강 1과 비교강 2의 용접부를 전자현미분석기(Electron Probe X-ray Micro Analyzer, EPMA)를 이용하여 관찰한 사진이며, 도 3은 발명강 1 내지 7과 비교예 1 및 2의 Mn 고갈층을 측정한 사진이다. 도 2에서 나타난 바와 같이, 비교강 2의 경우에는 균열이 거의 발생하지 않았음을 알 수 있는 반면, 비교강 1의 경우에는 상당한 크기의 균열이 발생하였음을 확인할 수 있다.

(실시예 2)

상기 발명강 1의 합금조성을 갖는 강을 실시예 1의 제조조건과 동일하되, 하기 표 5에 기재된 바와 같이 산세 시간만을 달리하여 강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 강판에 대하여 Mn 고갈층과, 상기 강판을 표 1의 이종소재와 점용접 후 용접부 최대 균열 크기를 균열 Type별로 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.

강종	구분	시편 두께 (mm)	최대 전류값 (kA)	산세 시간 (초)	Mn 고갈층 깊이 (㎛)	최대 LME 균열 (㎛)
						Type A	Type B	Type C
발명강1	발명예1	1.4	7.8	25	2.9	N/D	N/D	N/D
	발명예2			15	1.5	N/D	37	N/D
	비교예1			3	0.4	N/D	160	N/D
* N/D : 광학 현미경 100배에서 미관찰됨.

상기 표 5에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 산세 시간을 충족하는 발명예 1 및 2의 경우에는 Mn 고갈층이 0.5㎛ 이상으로 형성되었으며, 이에 따라 액상금속취화(LME) 균열 저항성이 높은 수준임을 알 수 있다. 반면, 비교예 1의 경우에는 Al+Si의 함량이 0.99% 이하임에도 불구하고 산세가 5초 미만으로 이루어져 Mn 고갈층의 깊이가 0.5㎛ 미만으로 형성됨에 따라 액상금속취화 균열 저항성이 열위해져 균열의 크기가 0.1t를 초과하는 것을 알 수 있다.

도 4는 본 발명 실시예 2의 발명예 1 및 2와 비교예 1을 관찰한 사진이며, (a)는 Mn 고갈층을 측정한 사진이고, (b)는 용접부를 전자현미분석기를 이용하여 관찰한 사진이다. 도 4에서 알 수 있듯이, 발명예 1 및 2의 경우에는 균열이 발생하지 않거나, 균열이 거의 발생하지 않았음을 알 수 있는 반면, 비교예 1의 경우에는 균열이 상당히 크게 발생하였음을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.04~0.35%, Al+Si: 0.99%이하, Mn: 3.5~10%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
미세조직이 부피분율로 10%이상의 잔류 오스테나이트와 60%이상의 소둔 마르텐사이트 및 20%이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하며,
Mn 고갈층의 평균 두께가 제품 표면으로부터 0.5㎛이상인 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Ti: 0.15%이하, Nb: 0.5%이하, V: 0.5%이하 및 Mo:0.5%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Ni: 1%이하, Cr: 1.5%이하 및 Cu: 0.5%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Sb: 0.1%이하, Ca: 0.01%이하 및 B: 0.01%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 냉연강판, 아연계 용융도금강판, 아연계 용융합금화도금강판, 아연계 전해도금강판, 아연계 PVD 도금강판 및 알루미늄계 용융도금강판 중 하나인 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판.
중량%로, C: 0.04~0.35%, Al+Si: 0.99%이하, Mn: 3.5~10%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상 1000℃이하의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 720℃이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 Ac1∼Ac1+(Ac3-Ac1)/2 온도역에서 30분 이상 열처리하는 단계;
상기 열처리된 열연강판을 5초 이상 산세하는 단계;
상기 산세된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 580~900℃ 온도역에서 10초~5분동안 2상 소둔열처리를 행하는 단계를 포함하며,
상기 2상 소둔열처리 전, 상기 냉연강판을 Ac3이상의 온도에서 30초이상 소둔열처리를 행하고 냉각하는 단계를 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서,
상기 강 슬라브는 Ti: 0.15%이하, Nb: 0.5%이하, V: 0.5%이하 및 Mo:0.5%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서,
상기 강 슬라브는 Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서,
상기 강 슬라브는 Ni: 1%이하, Cr: 1.5%이하 및 Cu: 0.5%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서,
상기 강 슬라브는 Sb: 0.1%이하, Ca: 0.01%이하 및 B: 0.01%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.
삭제
청구항 7에 있어서,
상기 2상 소둔열처리된 냉연강판을 도금하는 단계를 추가로 포함하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.
청구항 13에 있어서,
상기 도금하는 단계는 아연계 용융도금, 아연계 용융합금화도금, 아연계 전해도금, 아연계 PVD 도금 및 알루미늄계 용융도금 중 하나를 이용하는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.
청구항 14에 있어서,
상기 아연계 용융도금은 상기 2상 소둔열처리된 냉연강판을 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg 및 Zn-Mg-Al 도금욕 중 하나의 도금욕에 침적하여 이루어지는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.
청구항 14에 있어서,
상기 아연계 PVD 도금은 EML-PVD법을 이용하여 이루어지는 액상금속취화 균열 저항성이 우수한 강판의 제조방법.