KR20110027075A

KR20110027075A - 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20110027075A
Application number: KR1020090085004A
Authority: KR
Inventors: 진영훈; 곽재현; 김종상
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2009-09-09
Filing date: 2009-09-09
Publication date: 2011-03-16
Also published as: KR101115739B1

Abstract

본 발명은 강판의 미세조직 중 잔류오스테나이트를 안정화시켜 강도 및 연신율을 향상시키고, 낮은 C의 함량에 의한 점용접성을 향상시킨 자동차용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다. 본 발명은 강도*연신율이 20000 이상이고 연성비가 0.4이상인 강판을 제공할 수 있으며, 이를 통하여, 자동차용 보강재 및 충격흡수재으로 이용할 수 있으며, 일반적인 수준의 드로잉 가공이 가능하기 때문에 500MPa급 수준의 강판이 사용되는 일부 부품에 대체 사용될 경우, 자동차 차체의 안정성 및 경량화 효과를 기대할 수 있다.

자동차강판, 변태소성유기, TRIP, 점용접성, 연성비, 잔류오스테나이트

Description

점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법{STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SPOT WELDABITY, STRENGTH AND ELONGATION FOR AUTOMOBILE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차용 보강재 및 충격흡수재에 이용될 수 있는 자동차용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 강판의 성분계 및 제조조건을 제어하여 강도 및 연신율을 증가시키고, 더불어 점용접성도 향상시킨 자동차용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 성형품이 복잡해지고 일체화되는 경향에 의하여 자동차용 강판은 더욱 높은 수준의 성형성이 요구되고 있다. 특히, 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재는 차체가 충돌시 승객의 안전과 밀접한 관계가 되는 부품으로 인장강도 780MPa, 연신율 24% 이상의 강판이 주로 사용되고 있으며, 차체의 안정성 규제 강화로 인하여 더욱 높은 인장강도를 갖는 부품이 요구될 것으로 예상된다.

또한, 자동차 배기가스에 의한 환경오염 문제가 대두되면서 연비를 향상시키 기 위한 기술개발이 이루어지고 있으며, 초고강도강을 사용하여 자동차 경량화를 이루기 위한 연구가 증가되고 있다. 고강도 강판을 제조하기 위하여 강판의 성분 중 C의 함량을 증가시켜 사용하여 왔으나, C의 함량 증가로 인하여, 점용접성이 악화되어 용접부 파단 등의 문제가 발생하였다.

그리고, 강도와 연신율을 동시에 향상시키기 위한 연구가 진행되고 있으며, 이를 위하여, 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판이 제시되었다. 상기 강판은 잔류 오스테나이트가 가공에 의하여 마르텐사이트로 변태되면서 연성을 증가시키기 때문에 균일 연성이 매우 우수할 뿐만 아니라, 드로잉과 같은 국부압축압력을 받는 경우 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 국부변형에 대한 저항이 급속히 증가하게 된다. 이와 같은 이유로 극저탄소 냉연강판과 같이 (222)집합조직이 발달하지 않아도 드로잉 가공이 가능한 특징이 있다. 따라서 연성이 우수한 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판을 드로잉용 가공품에 적용할 수 있으면 그 활용분야는 상당히 넓어질 것이다.

상술한 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판은 일반적으로 탄소강에 Si, Mn을 첨가하여 소둔 시 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 베이나이트 온도로 일정하게 유지함으로써 강도와 연성을 동시에 증가시키는 오스탬퍼링 방법으로 제조한다. 이러한 방법에 의하여 제조된 잔류 오스테나이트를 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하도록 해서 강도 증가와 함께 소성유기변태에 의해 응력집중을 완화 시킴으로써 연성을 증가시키는데, 이를 변태유기소성강(TRIP:transformation Induced Plasticity)이라고 부르며, 높은 강도와 연성을 갖는 고강도강으로 사용되고 있다.

일본 공개특허 제1993-070886호에는 C: 0.05~0.3%, Si: 2.0%이하, Mn: 0.5~0.4%, P: 0.1%이하, S: 0.1%이하, Ni: 5.0%이하, Al: 0.1~2.0%, N: 0.01%이하, Si(%)+Al(%)≥0.5, Mn(%)+1/3Ni(%)≥1.0의 성분계를 만족하고, 5%이상의 잔류 오스테나이트를 포함한 강판 및 상기 조성의 슬래브를 열간압연 후 300~720℃로 권취하고, 압하율 30~80%로 냉간 압연하고, 그 후 연속소둔공정에 있어서 Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하의 온도 영역에서 가열하고, 냉각중에 350~550℃의 온도 영역에 30초 이상 유지하든지 400℃/min 이하의 냉각속도로 서냉하는 제조방법이 제시되어 있다. 그러나 상기 발명은 점용접 특성을 크게 향상시킬 수 없는 문제점이 있다.

또한, 일본 공개특허 제2008-214752호에는 C: 0.05~0.30%, Si: 0.80~2.50%, Mn: 0.8~3.00%, P: 0.003~0.100%, S:0.010% 이하, Al: 0.010~0.50% 및 N: 0.007%이하, TS≥590MPa, TS×EL≥20000MPa*%를 만족하고, 용접성에서의 폭발(explosive) 발생전류가 6.25kA이상인 용융도금강판의 제조방법이 제시되어 있다.

그리고, 일본 공개특허 제2001-152287호에는 C: 0.05~0.14％，Si: 0.50~1.50％，Mn: 0.80~2.00％，Mo: 0.01~0.25％를 각각 함유하고，강의 조직이 페라이트， 베이나이트 및 잔류오스테나이트로 이루어진 3상 조직이고，각상의 비율이 면적률로，페라이트: 50~90％，잔류오스테나이트: 3~9％，베이나이트: 나머지로 이루어진 스폿 용접성에 우수한 고강도 냉연 강판의 제조방법이 제시되어 있으며, 상기 발명의 강의 강도는 780MPa급 이하로 강도가 낮다.

또한, 일본 공개특허 제2004-269920호에는 질량%로, C: 0.13~0.15%, Si: 1~2%, Mn: 1.7~2.2%, P: 0.02%이하, S: 0.01%이하, sol.Al: 0.01~0.5% 및 N: 0.005%이하이고, 잔류오스테나이트상을 체적율 5%이상 포함하고, 인장강도가 80kg/mm² 이상인 고연성 고강도 냉연강판과 Ti, Nb, Zr, V중 1종 이상을 0.001~0.04%, 또는 Cr: 0.01~1.0%, Mo: 0.01~0.5%, B: 0.0001~0.0020% 중 1종 이상을 함유할 수 있는 냉연강판 및 냉간 압연 후, 750~870℃로 가열하여 10sec 이상 유지 후, 700~600℃까지 20℃/sec 이하의 속도로 냉각, 500~350℃까지 10℃/sec 이상으로 냉각 후 60sec 이상 유지한 다음, 다시 냉각하는 제조 방법이 제시되어 있다. 그러나, 상기 발명의 C성분의 범위는 0.13~0.15로 매우 협소하여 유용하지 못하다.

상기의 발명들은 주로 점용접성과 연성을 동시에 증가시키기 위하여 C 함량의 하한치를 낮추고, 여타 합금원소를 첨가하는 것에 주안점을 두고 있으나, 합금첨가로 인하여 비경제적인 문제점이 있고 또한, 점용접성과 동시에 강도 및 연신율 을 함께 증가시킬 수는 없었다. 따라서, 이에 대한 연구가 요구되고 있다.

본 발명은 강판의 성분계 및 제조조건을 제어함으로써, 강판의 미세조직 중 잔류오스테나이트를 안정화시켜 강도 및 연신율을 향상시키고, 낮은 C의 함량으로 점용접성을 개선한 자동차용 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명은 일구현례로서, 중량%로, C: 0.06~0.22%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.013~0.03%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하, Sb: 0.01~0.03%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 인장강도(MPa)*연신율(%)≥20000(MPa*%) 및 연성비≥0.4를 만족하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판에 관한 것이다.

상기 강판은 인장강도(MPa)≥780MPa을 만족하는 것이 바람직하다.

상기 강판의 미세조직은 상분율로, 페라이트 35%이상, 마르텐사이트 5%이하, 베이나이트 20~50% 및 잔류오스테나이트 3~10%를 포함하는 것이 바람직하다.

상기 페라이트의 결정립 크기는 10㎛이하인 것이 바람직하다.

상기 강판은 냉연강판 또는 아연도금강판일 수 있다.

본 발명은 다른 구현례로서, 중량%로, C: 0.06~0.22%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.013~0.03%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하, Sb: 0.01~0.03%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 1100~1250℃로 가열하고 860~920℃에서 열간마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 열간압연 직후 10~30℃/sec의 냉각속도로 베이나이트 변태개시온도(Bs) ~ 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃ 범위로 열연강판을 냉각하여 권취하는 단계; 냉간압하율 30~70%의 범위로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉간압연 후 720~850℃ 범위에서 50초 이상 냉연강판을 연속소둔하는 단계; 및 10~200℃/sec의 냉각속도로 300~450℃ 범위로 냉각 후 60초 이상 유지하는 최종 냉각단계를 포함하는 자동차용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

상기 성분계를 만족하는 열연강판으로서, 상기 열연강판의 미세조직은 페라이트 및 베이나이트 2상조직인 것이 바람직하다.

상기 권취단계 후 산세하는 단계를 포함할 수 있다.

상기 최종 냉각단계 후, 상기 냉연강판을 도금하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명은 강도*연신율이 20000 이상이고 연성비가 0.4이상인 강판을 제공할 수 있으며, 이를 통하여, 자동차용 보강재 및 충격흡수재으로 이용할 수 있으며, 일반적인 수준의 드로잉 가공이 가능하기 때문에 500MPa급 수준의 강판이 사용되는 일부 부품에 대체 사용될 경우, 자동차 차체의 안정성 및 경량화 효과를 기대할 수 있다.

본 발명은 C함량을 낮춤으로서 점용접성을 개선하고, 동시에 발생되는 강도 및 연신율 저하를 방지하기 위해 N를 첨가함으로써 잔류오스테나이트의 안정성 및 분율증대를 가져와 강도와 연신율을 증가시킬 수 있으며, Sb를 포함하여 표면의 소둔 중 탈탄을 방지함으로써 표면의 잔류오스테나이트 분율을 적정하게 유지할 수 있어서 점용접성, 강도 및 연성이 우수한 강판을 제조할 수 있다.

이하, 본 발명 강판의 성분계 및 조성범위에 대하여 설명한다.

C(탄소): 0.06~0.22중량%

C는 고강도 TRIP강에서 가장 중요한 성분으로서 강도 및 연성과 밀접한 관계를 갖으며, 잔류오스테나이트 분율과 안정화에 영향을 미친다. C의 함량이 높을수록 잔류오스테나이트의 분율이 증가하고 안정성도 향상된다.

C의 함량이 0.06중량% 미만인 경우에는 잔류오스테나이트가 거의 형성되지 않아 강도와 연성을 동시에 향상시킬 수 없다. 따라서, C의 함량은 0.06중량% 이상 함유하는 것이 바람직하며, 더 높은 강도의 TRIP강을 제공하기 위하여는 0.08중량% 이상의 C가 함유되는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, C의 함량이 0.22중량%를 초과하는 경우에는 인장강도 980MPa이상의 초고강도 TRIP강 제조가 용이하지만 점용접 시 너깃(Nugget) 부위와 주변조직과의 불균일성이 커지고 용접부의 경도차이가 커져서 용접강도가 현저히 저하되는 단점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.06~0.22중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

Si(규소): 0.8~2.0중량%

Si는 탄화물 형성을 억제하여 변태유기소성(TRIP)을 유도하는데 필수적인 고용 탄소량을 확보하는 역할을 한다. 또한, Si는 제강시 개재물의 부상분리를 원활하게 하고 용접시 용접금속의 유동성을 증가시킨다. 저탄소 TRIP강에서, Si의 함량이 0.8중량% 이상인 경우 Si에 의하여 탄화물 형성을 크게 억제하고 잔류오스테나이트의 안정성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Si의 함량이 2.0중량%를 초과하는 경우에는 열연 스케일을 크게 유발시키며, 젖음성이 크게 악화되어 도금성이 나빠지고 용접성도 열화된다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.8~2.0중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

Mn(망간): 1~3중량%

본 발명에서 Mn은 소입성을 증가시키는 역할과 오스테나이트가 형성되는 온도범위를 확장시키는 역할을 할 수 있다. 또한, Mn은 경화능을 크게하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 생성을 용이하게 하며 강도를 증가시키고, 오스테나이트를 안정화시키는 성분으로서, 소둔시 형성된 오스테나이트를 쉽게 잔류시키는데 매우 효과적인 원소이다.

C의 함량이 적은 본 발명의 강에 있어서 강의 강도를 확보하고 TRIP특성을 확보하기 위하여 Mn은 1중량% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Mn의 함량이 3중량%를 초과하는 경우에는 용접성이 크게 저하되고 마르텐사이트상이 급격히 증가하여 냉간압연 중 에지(Edge)부위에 균열이 발생하기 쉽다. 또한, 제강시 슬래그의 조성이 변화하여 내화물 침식이 증가하고 열간압연 전에 가열단계에서 강괴의 표면층 부근에서 입계에 망간산화물을 형성하여 열간압연 후 표면결함을 유발한다. 그리고 열간 압연시 판재의 중앙에 편석대를 형성하며 개재물 형성으로 수소취성을 야기시킨다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1~3중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

P(인): 0.03중량% 이하

P은 제조시 불가피하게 함유되는 원소이며, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 P의 함량을 0%로 제한하는 것이 가능하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우 Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리게 된다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.008중량% 이하

S는 제조시 불가피하게 함유되는 원소이므로, 그 함량을 최대한 억제하는 것 이 바람직하다. 이론상 S의 함량을 0%로 제한하는 것이 가능하나, 제조공정상 필연적으로 첨가될 수 밖에 없다. 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.008중량%를 초과하는 경우 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.008중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al(알루미늄): 0.05중량% 이하 (0은 제외)

본 발명에서 Al의 함량은 최소한으로 제한하는 것이 바람직하다. 일반적으로 Al의 첨가는 잔류오스테나이트를 안정화시켜 주며 수소취성에 의한 지연파괴특성을 개선시키는데 효과적이다. 하지만, 강내부에 산화개재물을 형성하며 도금특성이 저하될 수 있다. 또한, 슬라브 제조시 고온취성의 원인이될 수 있으므로, 본 발명에서는 Al의 함량을 0.05%중량 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N(질소): 0.013~0.03중량%

일반적으로, N은 강중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 효과는 C보다 우수하다. 고용된 N성분은 C 함량이 적은 경우 C와 유사한 역할을 하여 잔류오스테나이트의 안정성을 확보한다. 상기 효과를 얻기 위하여는 0.013중량% 이상의 함량이 필요하다. 그러나, N의 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우에는 고용되지 않은 N에 의해 표면에 기포가 발생하는 등 결함이 발생하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.013~0.03중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

Ti(티타늄): 0.005~0.02중량%

Ti의 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 첨가 효과를 더 이상 기대하기 어렵고 탄화물의 형성이 증가하여 고용탄소의 함량이 감소한다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.02중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

B(보론): 20ppm이하 (0은 제외)

B는 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시킬 수 있다. 그러나, B의 함량이 20ppm를 초과하는 경우에는 재결정 온도를 상승시켜서 용접성을 열화시킨다. 따라서, 상기 B의 함량은 20ppm 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Sb(안티몬): 0.01~0.03중량%

Sb의 함량이 0.01중량% 이상인 경우에는 표면특성을 개선시키며 표면탈탄방지 효과가 있으나, 0.03중량%를 초과하는 경우에는 표면에 농화가 발생하여 표면특성이 오히려 나빠지게 된다. 따라서 상기 Sb의 함량은 0.01~0.03중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

상기 성분계 및 조성범위를 만족하는 강판은, 인장강도(MPa)*연신율(%)≥20000(MPa*%) 및 연성비≥0.4를 만족하는 것이 바람직하다. 더불어 인장강도(MPa) ≥780MPa을 만족하는 것이 바람직하다. 본 발명은 도1에 도시된 범위의 물성을 갖는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명에서는 상기와 같은 성분계 및 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃의 온도범위로 가열하고, 860~920℃의 범위에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조한다. 열간압연한 직후 10~30℃/sec 범위의 냉각속도로 베이나이트 변태개시온도(Bs) ~ 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃ 범위로 열연강판을 냉각한 후에 권취한다. 이후 상온까지 냉각할 수 있다.

열간압연 직후 냉각속도 및 냉각종료 온도를 제어하는 것은 냉연 및 소둔 후 잔류오스테나이트의 균일한 분포를 통한 강도 및 연신율 확보를 위해 열연강판의 미세조직을 페라이트 및 베이나이트의 복합상으로 제어하기 위한 것이다.

통상적인 TRIP강 및 고강도강의 제조에 있어서 열연강판의 미세조직을 규정하지 않고 있으며, 일반적으로는 페라이트와 펄라이트 조직의 열간압연 조직에 대해 냉간압연 및 소둔열처리를 한다. 그러나, 본 발명자는 다양한 실험을 통하여 열연강판의 미세조직 중 일부를 베이나이트로 도입하는 경우, 다양한 장점이 있음을 확인하였다.

특히, 열연강판에 펄라이트가 존재하면 소둔 가열 중 조대한 탄화물이 펄라이트 내부에서 성장하여 소둔시 오스테나이트 변태를 지연시켜 충분한 잔류오스테나이트를 형성시키기 곤란한 문제가 있다. 하지만, 강중 베이나이트가 존재하면 미세 탄화물이 소둔 가열 중 쉽게 고용되어 소둔시 오스테나이트 변태의 지연이 없으며 균일하게 분포한다.

더불어, 강 중 마르텐사이트가 존재하면 냉간압연시 에지(Edge)부위에 균열이 발생하기 쉬운 문제가 있다. 따라서, 열연강판의 미세조직을 페라이트와 베이나이트로 한정하며, 상기 미세조직을 확보하기 위한 냉각조건을 부여하는 것이 바람직하다.

열간압연 직후 냉각을 시작하여야 연속냉각 중 펄라이트의 발생을 억제할 수 있다. 또한, 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는 연속냉각 중 펄라이트가 발생할 수 있으며, 30℃/sec를 초과하는 경우에는 페라이트 변태가 거의 발생하지 않아 강의 냉간압연 중 에지부위에 균열이 발생하기 쉽다.

권취온도는 마르텐사이트가 발생하지 않고 베이나이트가 충분히 발생할 수 있도록 베이나이트 변태개시온도(Bs)부터 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이하의 범위로 결정한다. 상기 베이나이트 변태개시온도(Bs)와 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms)를 상변태 해석시험(dilatation test)을 통하여 실험적으로 구한 후 권취온도를 설정할 수 있다.

상기 열연강판은 권취한 후 상온까지 냉각할 수 있다. 산세를 추가로 할 수 있다. 상기 열연강판을 냉간압하율 30~70%의 범위로 냉간압연하여 냉연강판을 제조할 수 있다.

상기 냉간압하율이 30% 미만인 경우에는 냉간압연에 의한 두께 감소효과가 작고, 70%를 초과하는 경우에는 압연부하가 증가하여 압연이 어렵고 에지부위의 균열이 발생할 가능성도 높기 때문에 냉간압하율은 30~70%로 한정하는 것이 바람직하다.

빠른 C 및 Mn의 분배반응이 필요하기 때문에 C 및 Mn의 확산속도가 빠른 720~850℃ 온도 범위에서 냉연강판을 소둔하는 것이 바람직하며, 상기 온도에서. 소둔 중 오스테나이트가 형성되기 용이하다. 소둔온도가 720℃ 미만인 경우에는 강도 및 연성 증대를 위한 오스테나이트의 안정화에 필요한 탄소량의 확보가 어렵고 오스테나이트 변태분율이 너무 작아서 충분한 TRIP특성을 확보하기 어렵다. 반면에, 850℃를 초과하는 경우에는 Si의 확산이 촉진되어 탄화물의 석출을 억제하지 못하여 오스테나이트의 안정성을 확보가 어렵다. 따라서 소둔온도는 720~850℃로 한정하는 것이 바람직하다.

소둔시간은 소둔온도에서 평형상태를 얻기 위해 필요한 시간으로 50초 이상 유지하면 그 온도범위에서 오스테나이트가 평형상태에 충분히 도달할 수 있다. 다만, 연속소둔에 적용할 수 있는 시간은 바람직하게는 50초~300초이다.

소둔단계 후 10~200℃/sec의 냉각속도로 300~450℃ 범위까지 냉각한 후 60초 이상 유지한다. 그 다음 최종 냉각하여 냉연강판을 제조한다. 또한, 상기의 방법에 의하여 제조된 냉연강판에 통상의 방법에 따라 아연도금을 하여 아연도금강판을 제조할 수 있다.

본 발명에서, 열연강판의 미세조직은 페라이트와 베이나이트로 이루어진다. 각각의 상분율에 관계없이 페라이트와 베이나이트를 포함하는 조직이면 상관없다. 상기 열연강판을 냉간압연후 소둔열처리단계에서 베이나이트의 미세 탄화물은 쉽게 재고용되어 이후 발생하는 오스테나이트 변태과정의 지연이 없게 되며 고르게 분산된 미세 탄화물 주변에서 오스테나이트가 우선 변태하므로 균일한 변태가 가능하며, 변태된 오스테나이트의 평균직경이 1㎛이하로 미세하게 할 수 있다.

따라서, 소둔완료 후 최종 미세조직에 있어서 잔류오스테나이트의 분포 및 기타 미세조직의 형성이 매우 균일하며, 평균 페라이트 결정립의 크기가 10㎛이하이다. 최종 강판의 미세조직은 상분율로, 페라이트 35%이상, 마르텐사이트 5%이하, 베이나이트 20~50% 및 잔류오스테나이트 3~10%를 포함할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

(실시예)

하기 표1에 기재된 성분계 및 조성범위를 만족하는 강슬라브를 1100~1250℃로 가열한 후 860~920℃에서 열간 마무리 압연을 하여 약 2.7mm 두께를 갖는 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 10~30℃/sec의 냉각속도로 베이나이트 변태개시온도(Bs) ~ 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃ 범위로 냉각한 후 권취하여 상온까지 공냉(Air Cooling)하였다.

여기에서 권취온도 범위는 각각의 강조성범위에 맞게 실험한 Ms와 Bs온도로부터 결정하였으며 권취온도, 열간 마무리 압연온도, 냉각속도 및 열연강판의 미세조직을 하기 표2에 나타내었다.

열연강판의 미세조직은 광학현미경으로 관찰하였으며 2%Nital 에칭한 후 각각의 미세조직 분율을 Image Analysis System을 이용하여 분석하였다.

그리고, 상기 열연강판을 권취 후 상온까지 냉각하고 염산으로 산세한 후 냉간압하율 55%로 냉간압연하였으며, 냉연강판의 두께는 약 1.2mm이었다.

상기 냉연강판을 800℃에서 90초간 소둔하고, 소둔직후 20℃/sec의 냉각속도로 350℃까지 1차 냉각하고 300초간 유지한 다음 3℃/sec의 냉각속도로 상온까지 최종냉각하였다.

상기와 같은 조건으로 제조된 냉연강판에 대하여 인장강도(Tensile Strength, TS), 연신율(Total Elongation, T-El), 십자인장강도(Cross Tension Strength, CTS), 전단인장강도(Tensile Shear Strength, TSS)를 각각 측정하여 하기 표3에 나타내었다.

또한, 소둔한 냉연강판을 주사전자현미경(FE-SEM JEOL JSM-7001F)을 이용하여 관찰하였으며, 결과의 이미지 분석과 EBSD(Electron Back Scattered Diffractometer, Hikari System, TSL ver 5.2)를 이용한 잔류오스테나이트 상분석결과를 종합한 결과이다. F는 페라이트상, B는 베이나이트상, M은 마르텐사이트상 그리고 RA는 잔류오스테나이트상 분율을 각각 의미한다.

그리고, 하기 표3에 나타낸 점용접재에 대한 십자인장강도(CTS)와 전단인장강도(TSS) 시험은 60Hz, 단상AC, 최대가압력 60kN인 용접시험기로 냉연강판을 용접하였으며 전극재료는 RWMA Class II(Cu-Cr)를 사용하였으며 형상은 Dome radius type이고, 전극압력은 3.5kN이었다. 용접시 Nugget의 직경은 평균 4.5~5.0mm가 되 도록 하였는데 Nugget의 직경은 장축과 단축의 평균으로 하였다.

십자인장시험편은 길이 150mm, 폭 45mm의 판상형 시편 2매를 십자형태로 겹쳐서 중앙부를 점용접하여 준비하였다. 또한, 전단인장시험편은 길이 100mm, 폭 30mm의 판상형 시편 2매를 일자형태로 단부의 길이 30mm가 겹쳐지도록 점용접하여 준비하였다.

강종	C	Mn	Si	P	S	Al	Ti	Cr	Mo	B	Sb	N	Ceq
1	0.22	1.9	1.28	0.012	0.003	0.45	0.017	0.04	-	0.001	0.02	0.004	0.59
2	0.24	1.8	1.11	0.009	0.003	0.52	0.015	0.04	-	0.001	0.019	0.004	0.5863
3	0.23	1.8	1.47	0.009	0.003	0.04	0.015	0.03	-	0.001	0.022	0.004	0.5913
4	0.25	1.6	0.52	0.008	0.003	1.01	0.014	0.02	-	0.001	0.02	0.005	0.5383
5	0.3	1.6	1.49	0.012	0.003	0.03	0.01	0.02	-	0.001	0.021	0.004	0.6288
6	0.17	2.7	1.23	0.01	0.003	0.38	0.015	0.02	0.02	0.001	0.022	0.004	0.6713
7	0.15	2.88	1.02	0.009	0.003	0.52	0.016	0.1	0.02	0.001	0.017	0.005	0.6725
8	0.1	2.9	1.52	0.009	0.003	0.03	0.014	0.03	0.02	0.001	0.02	0.004	0.6467
9	0.12	2.8	0.56	0.012	0.003	0.99	0.02	0.04	0.02	0.001	0.025	0.005	0.59
10	0.08	3	1.54	0.010	0.003	0.03	0.014	0.02	0.02	0.001	0.015	0.004	0.6442
11	0.08	2.5	1.5	0.014	0.003	0.021	0.015	0.03	-	0.001	0.022	0.015	0.5092
12	0.06	2.7	1.6	0.015	0.003	0.02	0.019	0.03	-	0.001	0.022	0.013	0.51
13	0.1	2.5	1.3	0.012	0.003	0.018	0.02	0.04	-	0.001	0.022	0.014	0.5708
14	0.12	2.2	1.4	0.01	0.003	0.019	0.019	0.04	-	0.001	0.029	0.017	0.545
15	0.14	2.3	1.3	0.012	0.003	0.015	0.02	0.04	-	0.001	0.025	0.018	0.5942

(상기 각 성분별 조성범위의 단위는 중량%이다.)

강종1 내지 10은 본 발명에서 제시하는 조성범위를 벗어나는 강종이고, 강종 11 내지 15는 본 발명에서 제시하는 조성범위를 갖는 강종이다.

강종	열간마무리 압연온도(℃)	평균냉각속도 (℃/sec)	권취온도 (℃)	열연강판 미세조직	비고
1	900	20	600	90%F+10%P	비교예1
2	890	20	600	80%F+10%P	비교예2
3	900	22	600	85%F+15%P	비교예3
4	890	15	560	70%F+20%P+10%B	비교예4
5	910	20	500	60%B+40%F	비교예5
6	890	25	600	80%F+20%P	비교예6
7	900	20	500	50%B+20%F+30%P	비교예7
8	900	18	560	60%F+30%P+10%B	비교예8
9	900	20	500	50%B+45%F	비교예9
10	900	25	600	80%F+20%P	비교예10
11	910	22	550	50%B+50%F	발명예1
11	910	50	700	70%F+30%P	비교예11
12	900	25	560	45%B+55%F	발명예2
12	900	45	700	80%F+20%P	비교예12
13	890	25	550	55%B+45%F	발명예3
13	890	60	700	70%F+30%P	비교예13
14	890	25	540	60%B+40%F	발명예4
14	890	50	690	70%F+30%P	비교예14
15	900	25	560	35%B+55%F+10%P	발명예5
15	900	55	700	60%F+40%P	비교예15

(F는 페라이트, P는 펄라이트 및 B는 베이나이트를 의미한다.)

비교예11 내지 15는 본 발명이 제시한 성분계 및 조성범위를 만족하나, 냉각속도가 본 발명이 제시한 범위를 만족하지 못한다.발명예1 내지 5의 미세조직은 페라이트와 베이나이트로 이루져 있음을 확인할 수 있다.

구분	TS(MPa)	T-El(%)	TST-El(MPa%)	TSS(KN/spot)	CTS(KN/spot)	CTS/TSS
비교예1	830	22.3	18509	13.9	4.9	0.353
비교예2	930	18.0	16740	14.2	4.6	0.324
비교예3	970	19.4	18818	14.8	4.6	0.311
비교예4	981	19.2	18835	14.7	4.8	0.327
비교예5	1080	28.0	30240	15.2	4.4	0.289
비교예6	1040	15.2	15808	14.7	4.8	0.327
비교예7	1058	19.0	20102	15.8	5.1	0.323
비교예8	1023	17.6	18005	16.2	5.3	0.327
비교예9	1038	15.3	15881	16.0	5.2	0.325
비교예10	1018	18.2	18528	15.4	5.2	0.338
발명예1	798	25.1	20030	13.2	7.9	0.598
비교예11	751	23.6	17724	13.4	7.8	0.582
발명예2	793	25.8	20459	13.0	7.8	0.600
비교예12	742	24.1	17882	12.9	7.6	0.589
발명예3	987	20.3	20036	14.4	6.8	0.472
비교예13	942	18.1	17050	14.2	6.9	0.486
발명예4	974	21.2	20649	15.2	7.3	0.480
비교예14	920	19.9	18308	15.1	6.9	0.457
발명예5	1102	18.8	20718	16.3	7.1	0.436
비교예15	982	16.4	16105	15.1	6.8	0.450

전단인장강도(TSS)는 강의 인장강도에 비례하여 증가하는 경향을 나타내고 있음을 확인할 수 있으며 십자인장강도(CTS)는 탄소함량에 반비례하여 증가하는 경향을 나타내고 있음을 알 수 있다. 따라서, 이 두 값의 비인 CTS/TSS값(연성비)은 강의 점용접특성을 나타내는 대표적인 수치로 활용할 수 있다.

도1에 발명예의 점용접특성과 강도*연신율의 범위를 나타내었으며, 이를 통하여 확인할 수 있듯이, 발명예의 CTS/TSS 값이 비교예에 비해 높음을 알 수 있다. 그리고, 발명예의 경우 낮은 C함량으로 인하여 연성비가 모두 0.4이상을 가짐을 확인할 수 있다.

상기 표3에 나타낸 인장강도와 연신율값의 측정결과를 보면, 발명예의 인장강도와 연신율이 비교예의 강도와 연신율에 비해 우수한 결과를 나타내고 있음을 확인할 수 있다. 그리고, 발명예는 모두 우수한 점용접특성을 나타냄을 확인할 수 있다.

도1은 강도*연신율과 연성비를 나타내는 그래프로서, 본 발명에서 의도하고자 하는 강도*연신율과 연성비의 범위를 나타내는 그래프이다.

Claims

중량%로, C: 0.06~0.22%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.013~0.03%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하, Sb: 0.01~0.03%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 인장강도(MPa)*연신율(%)≥20000(MPa*%) 및 연성비≥0.4를 만족하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 인장강도(MPa)≥780MPa을 만족하는 것을 특징으로 하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판의 미세조직은 상분율로, 페라이트 35%이상, 마르텐사이트 5%이하, 베이나이트 20~50% 및 잔류오스테나이트 3~10%를 포함하는 것을 특징으로 하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판.
제3항에 있어서, 상기 페라이트의 결정립 크기는 10㎛이하인 것을 특징으로 하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은 냉연강판 또는 아연도금강판인 것을 특징으로 하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판.
제1항에 있어서, 상기 성분계를 만족하는 열연강판으로서, 상기 열연강판의 미세조직은 페라이트 및 베이나이트 2상조직인 것을 특징으로 하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판.
중량%로, C: 0.06~0.22%, Si: 0.8~2.0%, Mn: 1~3%, P: 0.03% 이하, S: 0.008% 이하, N: 0.013~0.03%, Al: 0.05% 이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 20ppm 이하, Sb: 0.01~0.03%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 1100~1250℃로 가열하고 860~920℃에서 열간마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;

열간압연 직후 10~30℃/sec의 냉각속도로 베이나이트 변태개시온도(Bs) ~ 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃ 범위로 열연강판을 냉각하여 권취하는 단계;

냉간압하율 30~70%의 범위로 열연강판을 냉간압연하는 단계;

상기 냉간압연 후 720~850℃ 범위에서 냉각 후 50초 이상 냉연강판을 연속소둔단계; 및

소둔후 10~200℃/sec의 냉각속도로 300~450℃ 범위로 냉각 후 60초 이상 유지하는 최종 냉각단계를 포함하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 권취단계 후 권취된 강판을 산세하는 단계를 포함하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 최종 냉각단계 후, 상기 냉연강판을 도금하는 단계를 포함하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법.
제7항에 있어서, 상기 열간압연 후 제조된 열연강판의 미세조직은 페라이트 및 베이나이트 2상조직인 것을 특징으로 하는 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판의 제조방법.