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KR20200132338A - 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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KR20200132338A
KR20200132338A KR1020190057695A KR20190057695A KR20200132338A KR 20200132338 A KR20200132338 A KR 20200132338A KR 1020190057695 A KR1020190057695 A KR 1020190057695A KR 20190057695 A KR20190057695 A KR 20190057695A KR 20200132338 A KR20200132338 A KR 20200132338A
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South Korea
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less
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ductility
ultra
high strength
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이세웅
이규영
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주식회사 포스코
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Publication date
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Abstract

본 발명은 자동차 구조부재 등에 적합하게 사용할 수 있는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 {ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HOLE-EXPANDABILITY AND DUCTILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차 구조부재 등에 적합하게 사용할 수 있는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차용으로 사용되는 강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 얇게 할 필요가 있는 반면, 그 강판의 충돌 안정성을 확보하기 위해서는 두께를 두껍게 해야 하는 서로 모순된 측면이 있다.
이러한 모순된 측면을 해결하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하며, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 'DP강' 이라고 함), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 'TRIP강'이라고 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 'CP강'이라고 함) 등의 다양한 강판을 통해서 가능한 것으로 알려져 있다.
이와 같이 진보된 고강고 강의 탄소량 또는 합금성분을 높여 강도를 보다 높일 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다.
다른 방법으로는 열처리 과정 중 고온 오스테나이트를 마르텐사이트 변태 게시 온도인 Ms와 변태 완료 온도인 Mf 사이의 온도로 급냉시켜 저온 마르텐사이트를 확보함과 동시에, 적정 온도에서 C, Mn 등 오스테나이트 안정화 원소를 남아있는 오스테나이트 상으로 확산시킴으로써 강도 및 연신율을 동시에 확보할 수 있는 켄칭 & 분배(Qenching & Partitioning, Q & P) 방법이 있다.
예컨대, 특허문헌 1에서 Q & P 열처리 방법을 통해 오스테나이트를 잔류시킬 수 있는 방안을 제시하고 있으나, 이는 단순히 Q & P 열처리에 대한 개념만을 설명하고 있고, 정확한 기계적 물성에 대한 개시가 없는 바, 실제 적용에는 한계가 있다.
또한, 특허문헌 2의 경우 Mn을 1.0~3.0%로 포함하는 강을 활용하여 높은 강도 및 연신율의 확보 가능성에 대해 언급하고 있으나, 이 경우 프레스 성형시 신장플랜지부의 성형성을 확보할 수 있는 구멍확장성 또는 신장플랜지성, 에지 연성(edge ductility)에 관한 개시가 없다.
한편, 충돌 안정성을 확보하여 자동차 구조부재 등에 적용할 수 있는 부품으로서, 고온에서 성형한 후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의해 최종 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hor Press Forming, HPF) 강이 각광받고 있다.
하지만, HPF 강을 제조하기 위한 설비 투자비가 과다하고, 열처리 및 공정비용의 증가로, 자동차사에서는 보다 저렴한 냉간 프레스 성형이 가능한 소재에 대한 요구가 커지고 있다.
미국 공개특허공보 제2006-0011274호 미국 공개특허공보 제2004-0338798호
본 발명의 일 측면은, 초고강도를 가질 뿐만 아니라, 구멍확장성과 연성이 우수한 강판 및 이의 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): 0.15~0.5%, 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.5~6.5%, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 마르텐사이트 상 및 베이나이트 상의 혼합조직을 면적분율 70% 이상, 잔류 오스테나이트 상을 면적분율 10~25%, 잔부 페라이트 상을 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 500~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 750~900℃의 온도범위에서 소둔 열처리하는 단계; 상기 소둔 열처리 후 냉연강판을 250~450℃의 온도범위로 1차 급냉한 후 유지하는 제1 열처리 단계; 상기 1차 급냉 및 유지 후 냉연강판을 상기 1차 급냉 온도 이하, Ms-100℃ 이상의 온도범위로 2차 급냉하는 단계; 및 상기 2차 급냉 후 냉연강판을 Ms+100℃ 이상, 500℃ 이하의 온도범위로 승온한 다음, 유지하는 제2 열처리 단계를 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 두께가 얇아 경량화에 유리하면서, 초고강도와 더불어 구멍확장성과 연성이 우수하여 충돌 안정성 확보가 가능한 강판을 제공하는 효과가 있다.
이러한 본 발명의 강판은 자동차 구조부재 등에 적합하게 사용할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따른 BQ & P 열처리 공정을 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 및 비교예의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 및 비교예 미세조직을 TEM으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
본 발명자들은 자동차 구조부재 등에 적합하게 사용할 수 있는 강판을 제공함에 있어서, 경량화를 위해 강판의 두께를 얇게 하더라도 초고강도와 더불어 우수한 구멍확장성 및 연성을 모두 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 본 발명자들은 기존 Q & P 열처리 공정에 의한 초고강도 강의 제조시 실 사용에 한계가 있음을 확인하고, 새로운 열처리 공정을 도출함에 이르렀다.
특별히, 본 발명은 열처리 과정 중 고온 오스테나이트를 마르텐사이트 변태 개시 온도인 Ms 보다 높은 온도까지 급냉시켜 베이나이트 상을 적절히 형성하고, 이를 다시 Ms 이하의 온도로 급냉시킨 다음, 적정 온도에서 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소를 잔류한 오스테나이트 상으로 확산시킴으로써 강도 및 구멍확장성을 동시에 확보할 수 있는 베이나이틱 켄칭 & 분배(Bainitic Quenching & Partitioning, BQ & P) 방법을 제공함에 기술적 의의가 있다.
구체적으로, 도 1에 나타낸 바와 같이, 강을 A3 이상의 온도로 가열한 후 Ms~Ms+200℃ 온도영역으로 급냉한 다음, 그 온도에서 유지하여 베이나이트를 형성한다. 그 후, Ms'~Mf'의 온도영역(여기서, Ms' 및 Mf'는 베이나이트의 형성으로 인해 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소가 확산됨에 따른 마르텐사이트 변태 개시 온도 및 변태 종료 온도를 의미함)으로 급냉하여 마르텐사이트를 형성한 다음, 다시 Ms' 이상으로 재가열하여 오스테나이트 안정화 원소들을 오스테나이트로 재확산(분배)하는 과정을 일컫는다.
이러한 일련의 공정을 통해 래쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트를 형성함으로써, 고강도를 가짐에도 높은 구멍확장성을 확보하는 효과가 있다.
더불어, 본 발명에서는 상기 급냉 온도, 재가열 온도 등을 최적화하여 의도하는 물성을 확보할 수 있는데 유리한 미세조직을 구현함에 특징이 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.5%, 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.5~6.5%, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하를 포함한다.
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): 0.15~0.5%
탄소(C)는 잔류 오스테나이트의 안정화를 위해서 첨가되는 중요한 원소로써, 이를 위해서는 0.15% 이상으로 첨가할 수 있다. 하지만, 그 함량이 0.5%를 초과하면 점용접성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 C는 0.15~0.5%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.20% 이상으로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 제외)
실리콘(Si)은 강 중에 탄화물의 석출을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 이러한 Si의 함량이 3.0%를 초과하게 되면 900℃ 이상의 고온에서도 페라이트 상이 존재하여, 고온 오스테나이트 단상을 확보할 수 없게 된다.
따라서, 본 발명에서 Si은 3.0% 이하로 포함할 수 있으면, 0%는 제외한다.
망간(Mn): 3.5~6.5%
망간(Mn)은 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화와 더불어 냉각시 페라이트 변태를 억제하기 위해서 변태 조직강에서 주로 이용되는 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 3.5% 미만이면 냉각 중 페라이트 변태가 발생하기 쉽고, 오스테나이트의 확보가 부족하게 되어 의도하는 물성을 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, Mn의 함량이 6.5%를 초과하게 되면 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하며, 이에 따라 잔류 오스테나이트 상의 안정성이 확보되지 못하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Mn은 3.5~6.5%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 3.7~6.3%로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 1.5% 이하
크롬(Cr)은 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 상술한 C, Si, Mn 등과 복합작용하여 오스테나이트 안정화에 기여한다. 이러한 Cr의 함량이 1.5%를 초과하게 되면 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Cr은 1.5% 이하로 포함할 수 있다. 다만, 강 중 C, Si, Mn 등이 충분히 함유되는 경우에는 Cr을 포함하지 않더라도 오스테나이트 안정화에 무리가 없으므로, 0%를 포함할 수 있다.
인(P): 0.05% 이하
인(P)은 고용강화 원소이나, 그 함량이 0.05%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지는 문제가 있다. 따라서, 상기 P은 그 함량을 0.05% 이하로 제한할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.02% 이하로 제한할 수 있다.
다만, 상기 P은 강의 제조 과정에서 불가피하게 혼입될 수 있으므로 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
황(S)은 강 중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 이러한 S의 함량이 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지므로, 그 상한을 0.02%로 제한할 수 있다.
상기 P와 마찬가지로 S 역시 강의 제조 과정에서 불가피하게 혼입될 수 있으므로 0%는 제외할 수 있다.
질소(N): 0.02% 이하
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 그 함량이 0.02%를 초과하면 취성이 발생할 위험성이 크고, 강 중 불순물 수준의 Al과 결합하여 AlN을 과다 석출시켜 연주품질을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 상기 N는 그 함량을 0.02% 이하로 제한할 수 있다.
다만, 상기 N는 강의 제조 과정에서 불가피하게 혼입될 수 있으므로 0%는 제외할 수 있다.
본 발명의 강판은 상술한 성분 이외에도, 기계적 물성 등을 더욱 향상시키기 위하여, Ti, Nb, V 및 Mo으로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.15% 이하, 니오븀(Nb): 0.5% 이하, 바나듐(V): 0.5% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상
티타늄(Ti): 0.15% 이하
티타늄(Ti)은 미세 탄화물을 형성하여 강의 강도 확보에 기여하는 원소이다. 또한, Ti은 질화물 형성원소로써, 강 중 N를 TiN으로 석출시켜 스캐빈징(scavenging)을 행함에 의해 AlN의 석출을 억제하며, 이로부터 연주시 크랙 발생의 위험성을 저하시키는 장점이 있다. 이러한 Ti은 화학당량적으로 48/14*[N] 이상 첨가할 수 있으나, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 조대한 탄화물의 석출 및 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 저하가 발생할 우려가 있다. 또한, 연주시 노즐 막힘을 야기하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Ti의 첨가시 0.15% 이하로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.5% 이하
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고 미세 탄화물 형성을 통한 강도를 증가시키는 원소이다. 이러한 Nb의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물의 석출 및 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 저하가 발생할 우려가 있다. 또한, 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가상승을 야기하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Nb의 첨가시 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
바나듐(V): 0.5% 이하
바나듐(V)은 저온 석출물을 형성함에 의하여 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 V의 함량이 0.5%를 초과하면 조대한 탄화물의 석출 및 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 저하가 발생할 우려가 있다. 또한, 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가상승을 야기하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 V의 첨가시 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.5% 이하
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 높여 페라이트 형성을 억제하는데 유효할 뿐만 아니라, 소둔 후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제하는 효과가 있다. 또한, 미세한 탄화물을 형성함으로써 강도 증가에 기여하는 바가 크다. 이러한 Mo의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가로 이어지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Mo의 첨가시 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명의 강판은 후술하는 원소들을 추가로 포함할 수 있으며, 구체적으로 Zr 및 W 중 1종 이상, Ni 및 Cu 중 1종 이상, 또는 Sb, Ca 및 B 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
지르코늄(Zr): 0.001~0.1% 및 텅스텐(W): 0.001~0.5% 중 1종 이상
지르코늄(Zr)과 텅스텐(W)은 강의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소들이다. 이러한 Zr과 W의 첨가시 그 함량이 각각 0.001% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, Zr의 함량이 0.1%를 초과하거나, W의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 제조비용이 상승하며, 석출물이 과다하게 형성되어 강의 연성이 저하될 우려가 있다.
따라서, Zr 및 W 중 1종 이상의 첨가시 각각 0.001~0.1%, 0.001~0.5%로 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 1% 이하 및 구리(Cu): 0.5% 이하 중 1종 이상
니켈(Ni)과 구리(Cu)는 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소들로서, 상술한 C, Si, Mn 등과 복합작용하여 오스테나이트 안정화에 기여한다. 이러한 Ni과 Cu의 첨가시 그 함량이 각각 1%, 0.5%를 초과하게 되면 제조비용이 과다해지는 문제가 있다.
따라서, Ni 및 Cu 중 1종 이상의 첨가시 각각 1% 이하, 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
다만, 상기 Cu를 첨가하는 경우, 열연시 취성을 야기할 수 있으므로, Cu의 첨가시 Ni을 함께 첨가하는 것이 유리하다.
안티몬(Sb): 0.1% 이하, 칼슘(Ca): 0.01% 이하 및 보론(B): 0.01% 이하 중 1종 이상
안티몬(Sb)은 입계 편석을 통한 Si, Al 등의 표면 산화원소의 이동을 저해하여 도금표면품질을 향상시키는 효과가 있으나, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 아연도금층의 합금화가 지연되는 문제가 있다.
칼슘(Ca)은 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유효한 원소이나, 그 함량이 0.01%를 초과하여 첨가하면 효과가 포화된다.
또한, 보론(B)은 Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜 고온에서 냉각시 연질 페라이트의 변태를 억제하는 장점이 있다. 이러한 B의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 도금강판으로 제조시 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있다.
따라서, Sb, Ca 및 B 중 1종 이상의 첨가시 각각 0.1% 이하, 0.01% 이하, 0.01% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 마르텐사이트 상과 베이나이트 상을 주상으로 포함하며, 일정 분율 이상으로 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있다.
구체적으로, 상기 마르텐사이트 상 및 베이나이트 상의 혼합조직을 면적분율 70% 이상으로 포함할 수 있으며, 상기 잔류 오스테나이트 상을 면적분율 10~25%로 포함할 수 있다. 한편, 잔부 조직으로는 페라이트 상을 포함할 수 있다.
강판의 강도를 높이기 위해서는 높은 전위 밀도를 가지는 마르텐사이트 상의 형성이 중요하다. 하지만, 마르텐사이트 상은 높은 전위 밀도를 가지는 만큼, 제한적인 연신율을 나타낸다. 이에, 강 중에 오스테나이트 상을 잔류시킴으로써, 변형시 마르텐사이트 상의 변태를 유도하여 경화능을 높일 수 있고, 연신율 및 구멍확장성을 우수하게 확보할 수 있다. 이때, 미세조직으로 베이나이트 상과 페라이트 상이 존재하는 경우, C와 Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소의 확산을 원활하게 함으로, 오스테나이트 안정성이 증대되어 높은 연신율 및 구멍확장성의 확보에 유리하다.
다만, 상기 잔류 오스테나이트 상의 분율이 25%를 초과하게 되면 구멍확장성의 확보가 어려워지며, 반면 그 분율이 10% 미만이면 연신율의 확보가 어려워진다.
이와 같이, 본 발명의 강판은 주상으로 저온 조직 상(phase)을 포함하되, 마르텐사이트 상 외에 베이나이트 상을 형성함으로써 초고강도와 더불어 구멍확장성을 우수하게 확보할 수 있는 것이다. 이에 더하여, 잔류 오스테나이트 상을 일정 분율 이상으로 포함함으로써, 연신율을 우수하게 확보할 수 있다.
상기 마르텐사이트 상과 베이나이트 상은 후술하는 제조공정 의해 그 분율이 결정될 것인 바, 각 상의 분율에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.
특별히, 본 발명의 강판은 항복강도(YS) 1000MPa 이상, 인장강도(TS) 1400MPa 이상, 구멍확장성(HER)이 15% 이상이며, 인장강도×연신율(TE)의 값이 25000MPa% 이상으로 우수한 물성을 가질 수 있다.
한편, 상술한 성분조성과 미세조직을 갖는 본 발명의 강판은, 냉연강판뿐만 아니라, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있음을 밝혀둔다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명에 따른 강판 중 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 냉연강판은, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 포함하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 [가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 - 열처리] 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 특히 본 발명은 상기 열처리시 단계적으로 행하는 특징이 있다.
이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1000~1250℃의 온도범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.
만일, 상기 강 슬라브의 가열 온도가 1000℃ 미만이면 후속하는 열간압연시 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 반면 1250℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어지는 문제가 있다.
[열간압연]
상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 500~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
본 발명에서 마무리 열간압연시 온도가 500℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하여 압연 자체가 어려워지며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 압연롤의 열피로가 크게 증가하여 수명 단축의 원인이 된다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 이때 750℃ 이하의 온도에서 권취할 수 있다.
상기 권취시 그 온도가 750℃를 초과하게 되면 강판 표면의 산화막이 과다하게 형성되어 결함을 유발할 가능성이 있으므로, 그 상한을 750℃로 제한할 수 있다.
한편, 상기 권취시 그 하한 온도에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 상온(예컨대, 25℃)에서 행하더라도 무방하다.
상술한 일련의 공정 즉, [가열 - 열간압연 - 권취] 공정을 거쳐 제조된 열연강판은 미세조직으로 페라이트 상, 펄라이트 상, 마르텐사이트 상 및 오스테나이트 상을 포함하며, 이들 4상의 합이 면적분율 65% 이상인 것이 바람직하다.
상기 열연강판의 미세조직으로 상기 4상의 분율이 65% 미만이면 후속 공정을 거쳐 제조된 최종 강판의 미세조직이 의도하는 바로 형성되지 못하게 되며, 결국 목표로 하는 물성의 확보가 불가능하게 된다.
[산세 및 냉간압연]
상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 산화층을 제거한 다음, 강판의 형성과 두께를 맞추기 위해 냉간압연을 행하여 냉연강판을 제조할 수 있다. 이때, 상기 냉간압연은 30~80%의 압하율로 행할 수 있으며, 이로부터 얻어진 냉연강판은 풀하드(full hard)재이다.
상기 냉간압연시 압하율이 30% 미만이면 후속하는 소둔 열처리시 재결정을 위한 축적 에너지가 부족하여 재결정이 충분히 일어나지 않게 된다. 반면, 압하율이 80%를 초과하게 되면 압연조업성이 크게 불안정해질 뿐만 아니라, 전력비용도 크게 상승하게 된다.
[소둔 열처리]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 소둔 처리할 수 있으며, 이때 750~900℃의 온도범위에서 열처리할 수 있다.
상기 소둔 열처리시 온도가 750℃ 미만이면 오스테나이트 단상역 소둔이 어려우며, 반면 그 온도가 900℃를 초과하게 되면 고온으로 인한 공정비용의 상승을 유발할 우려가 있다.
상기 온도범위에서의 소둔 열처리시 그 시간에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 소둔 열처리 공정에 따라 설정할 수 있음을 밝혀둔다.
[열처리]
상기에 따라 소둔 열처리된 냉연강판을 열처리할 수 있다.
특별히, 본 발명에서는 강 중에 베이나이트 상을 형성하기 위하여, 상기 소둔 열처리된 냉연강판을 베이나이트가 형성될 수 있는 특정 온도로 급냉(1차 급냉)하여, 그 온도에서 유지하는 1차 열처리 및 상기 1차 열처리된 냉연강판을 다시 특정 온도로 급냉(2차 급냉)한 다음, 재가열(승온)하여 유지하는 2차 열처리의 공정을 거칠 수 있다. 본 발명에서는 이러한 열처리 공정을 베이나이틱 켄칭 & 분배(Bainitic Quenching & Partitioning, BQ & P) 공정이라 일컫는다.
제1 열처리 단계
우선, 제1 열처리 단계는 상기 소둔 열처리 후 냉연강판을 250~450℃의 온도범위로 1차 급냉한 후 유지하는 공정이며, 이때 유지 공정은 600초 이상 행하는 것이 바람직하다.
상기 소둔 열처리된 냉연강판의 1차 급냉시 온도가 250℃ 미만이면 마르텐사이트 변태가 시작되거나 마르텐사이트 변태 온도에 근접하게 되어 베이나이트 형성이 용이하지 못하게 된다. 반면, 그 온도가 450℃를 초과하게 되면 탄화물의 석출이 용이해져 잔류 오스테나이트 확보에 필요한 탄소가 소모됨으로써 오스테나이트의 안정성 확보가 어려워진다.
또한, 상술한 온도범위에서 충분히 유지함으로써 베이나이트 상을 형성할 필요가 있으며, 그 유지 시간이 600초 미만이면 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하며, 결정립 형상을 래쓰(lath) 형태로 확보할 수 없게 되어 구멍확장성이 열위하게 된다. 상기 유지 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 베이나이트 상을 충분히 얻을 수 있는 시간으로 설정가능하다 할 것이다.
한편, 상기 1차 급냉은 냉각속도를 충분히 확보할 수 있는 수단으로 행할 수 있으며, 일 예로 수냉(water cooling)을 행할 수 있다. 이때의 냉각속도에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 예컨대 5℃/s 이상의 냉각속도로 행할 수 있다.
2차 급냉 단계
상기에 따라 강 중에 베이나이트 상을 충분히 형성할 수 있는 온도범위로 급냉 및 유지된 냉연강판을 상기 1차 급냉 온도 이하, Ms-100℃ 이상의 온도범위로 냉각하는 2차 급냉을 행할 수 있다. 여기서, Ms는 마르텐사이트 변태 개시 온도를 의미하며, 상기 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도)는 [Ms = 547.6-596.9C-28.4Mn-13.1Si-17.7Cr+8.8Al (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미함)]의 성분관계식을 통해 도출할 수 있다.
상술한 온도범위로 급냉(2차)을 행함으로써 강 중에 마르텐사이트 상을 형성할 수 있다. 다만, 상기 2차 급냉시 온도가 Ms-100℃ 미만이면 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 최종 조직에서 잔류 오스테나이트 상을 충분히 확보할 수 없게 된다. 이 경우, 의도하는 수준의 강도는 확보할 수 있는 반면, 연신율이 열위하는 문제가 있다.
상기 2차 급냉 역시 냉각속도를 충분히 확보할 수 있는 수단으로 행할 수 있으며, 일 예로 수냉(water cooling)을 행할 수 있다. 이때의 냉각속도에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 예컨대 5℃/s 이상의 냉각속도로 행할 수 있다.
제2 열처리 단계
상기한 바에 따라 2차 급냉된 냉연강판을 특정 온도로 승온 즉, 재가열한 다음, 그 온도에서 일정 시간 유지할 수 있다.
본 발명에서는 상기 재가열 공정을 통해 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소의 확산을 유도할 수 있으며, 이로부터 잔류 오스테나이트 상의 안정성을 충분히 확보할 수 있다. 나아가, 상기 잔류 오스테나이트 상을 래스(lath) 형상으로 구현함으로써 강판의 구멍확장성과 연신율을 우수하게 확보하는 효과가 있다.
보다 구체적으로, 상기 승온은 Ms+100℃ 이상, 500℃ 이하의 온도범위로 행할 수 있으며, 이 온도에서의 유지 시간은 60초 이상 1200초 미만일 수 있다.
상기 승온시 온도가 Ms+100℃ 미만이면 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소가 충분히 확산되지 못하여 잔류 오스테나이트의 안정화 확보가 어려워지며, 반면 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 오스테나이트 내에 탄화물이 형성되어 오스테나이트의 안정성이 열위해질 우려가 있다.
상술한 온도범위에서 충분히 유지함으로써 오스테나이트 안정화 원소들을 충분히 확산시킬 필요가 있으며, 그 유지 시간이 60초 미만이면 상기 원소들의 확산이 불충분하게 되는 문제가 있다. 반면, 그 시간이 1200초 이상이면 탄화물이 형성됨에 따라 오스테나이트의 안정성이 열위해져 의도하는 미세조직과 기계적 물성을 확보하지 못하게 될 수 있다.
상기 제2 열처리 공정을 완료한 후에는 상온까지 냉각하는 최종 냉각을 더 행할 수 있으며, 이는 일 예로 수냉을 행할 수 있다.
한편, 상기 공정을 모두 거쳐 제조된 냉연강판을 아연도금욕 또는 아연합금도금욕에 침지하여 용융아연도금층 또는 용융아연합금도금층을 갖는 도금강판을 제조할 수 있다.
이때, 아연합금도금욕으로는 아연-알루미늄 도금욕, 아연-알루미늄-마그네슘 도금욕 등을 이용할 수 있다. 그 외에도, 알루미늄-실리콘 도금욕, 알루미늄-실리콘-마그네슘 도금욕을 이용하여 도금강판을 제조할 수도 있다.
더 나아가, 상술한 도금층을 갖는 도금강판을 480~600℃의 온도에서 합금화 열처리함으로써 합금화 도금강판을 제조할 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.
( 실시예 )
하기 표 1의 성분조성을 갖는 강을 30kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 이를 1250℃의 온도에서 1 시간 유지한 후, 열간압연을 실시하여 900℃에서 마무리 압연을 완료하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시가 유지한 후 로냉함에 의해 열연권취를 모사하였다. 이후, 열연강판을 산세 및 45%의 압하율로 냉간압연하여 두께 1.4mm의 냉연강판을 제조하였다.
상기 제조된 냉연강판을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 소둔 열처리를 행한 다음, 각각의 공정(BQ&P 또는 Q&P)에 맞춰 급냉, 유지, 승온(재가열) 공정을 행하여, 최종 강판을 제조하였다. 이때, 모든 급냉 공정은 10℃/s의 냉각속도로 행하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판의 미세조직을 관찰하고, 인장시험을 행하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각 강판의 미세조직은 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)로 분석한 다음, 이미지 분석기(TSL OIM Analysis)를 이용하여 각 상의 분율을 측정하였다.
또한, 인장시험을 위한 시편을 압연방향에 대해 JIS5호 규격에 의거하여 채취한 다음, 만능인장시험기를 이용하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(균일 연신율(U-El) 및 총 연신율(T-El)을 측정하였다.
한편, 구멍확장성(HER, %)은 시험편에 원형의 구멍을 타발한 후, 이를 원추형 펀치를 이용하여 확장시킬 때, 구멍의 가장자리에 발생한 균열이, 적어도 한 곳에서 두께방향으로 관통할 때까지의 구멍 확대량을 초기의 구멍에 대한 비율로 표시한 것이다. 이는 신장 플랜지성을 평가하는 지수로 알려져 있으며, 하기 [식 1]로 표현된다.
[식 1] λ = (Dh-Do)/Do×100 (%)
(여기서, λ는 구멍확장성 (%), Do는 초기 구멍직경 (본 발명의 실시예에서는 10mm), Dh 는 파단 후의 구멍직경 (mm)이다.)
초기 구멍을 펀칭할 때의 클리어런스(clearance)의 정의도 구멍확장성을 평가하기 위하여 필요하며, 이는 다이와 펀치의 간격을 시험편의 두께에 대한 비율로 표시한 것으로서, 아래의 [식 2]에 의하여 정의되며, 본 발명의 실시예에서는 10%의 클리어런스를 이용하였다.
[식 2] C = 0.5×(dd-dp)/t×100 (%)
(여기서, C는 clearance (%), dd는 타발 다이의 내경 (mm), dp는 타발 펀치의 직경 (dp=10mm), t는 시험편의 두께이다.)
강종 합금조성 (중량%)
C Mn Si Cr Ti V Mo Nb P S N
1 0.47 4.0 1.5 0 0.1 0 0.2 0 0.0075 0.005 0.0045
2 0.34 4.2 1.47 0 0 0 0 0 0.008 0.005 0.0033
3 0.21 5.12 0.98 0 0 0 0 0 0.008 0.0055 0.0035
4 0.30 3.89 1.84 0 0 0 0 0 0.0075 0.0048 0.0030
5 0.32 3.98 1.5 0 0.1 0 0.2 0 0.007 0.005 0.0048
6 0.30 6.15 1.23 0 0 0.1 0.2 0 0.0075 0.0045 0.0055
7 0.41 3.90 1.5 1.0 0 0 0 0 0.007 0.0045 0.0060
8 0.386 0.513 1.51 0 0.062 0 0.249 0.057 0.007 0.0055 0.0045
9 0.45 7.4 1.54 0.99 0.06 0 0.246 0 0.0073 0.0045 0.0065
강종 공정 소둔 열처리 제1 열처리 2차급냉
온도
(℃)		 제2 열처리 Ms
(℃)		 구분
온도
(℃)		 시간
(초)		 1차급냉
온도(℃)		 유지
(초)		 재가열
(℃)		 유지
(초)
1

 BQ&P 850 240 330 600 150 450 300 134 발명예 1
BQ&P 850 240 330 1200 150 450 300 134 발명예 2
BQ&P 850 240 330 7200 150 450 300 134 발명예 3
BQ&P 850 240 330 300 150 450 300 134 비교예 1
2

 BQ&P 870 240 300 3600 120 450 90 206 발명예 4
BQ&P 870 240 300 3600 120 450 180 206 발명예 5
BQ&P 870 240 300 3600 120 450 30 206 비교예 2
3



 BQ&P 850 240 350 7200 230 450 200 264 발명예 6
BQ&P 850 240 350 7200 230 450 500 264 발명예 7
BQ&P 850 240 350 7200 230 450 1200 264 비교예 3
Q&P 850 240 - - 230 450 300 264 비교예 4
BQ&P 850 240 200 7200 230 450 30 264 비교예 5
4

 BQ&P 870 240 410 14400 150 450 300 234 발명예 8
BQ&P 870 240 410 14400 200 450 300 234 발명예 9
BQ&P 870 240 410 14400 100 450 300 234 비교예 6
5
 BQ&P 860 240 300 7200 170 450 300 224 발명예 10
Q&P 860 240 - - 170 450 300 224 비교예 7
6
 BQ&P 870 240 300 7200 150 450 300 178 발명예 11
Q&P 870 240 - - 150 450 300 178 비교예 8
7
 BQ&P 850 240 300 7200 120 450 300 155 발명예 12
Q&P 850 240 - - 120 450 300 155 비교예 9
8 BQ&P 850 240 350 1200 150 450 300 283 비교예 10
9 BQ&P 850 240 400 1200 100 450 300 31 비교예 11
구분 미세조직 (면적%) 기계적 물성
M B γ YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 U-El
(%)		 T-El
(%)		 HER
(%)		 TS×T-El
(MPa%)
발명예 1 40 42 18 1241 1481 11.5 17.5 18.7 25918
발명예 2 40 48 12 1115 1521 14.1 18.3 20.1 27834
발명예 3 40 50 10 1019 1502 13.8 18.0 20.4 27036
비교예 1 40 30 30 1274 1465 14.7 19.8 9.6 29007
발명예 4 40 40 20 1277 1472 12.9 19.3 17.7 28410
발명예 5 40 45 15 1203 1450 13.8 21.3 19.8 30885
비교예 2 73 20 7 1245 1498 13.1 18.7 9.8 28013
발명예 6 30 45 25 1204 1468 13.9 19.9 22.2 29213
발명예 7 30 55 15 1216 1459 10.7 17.3 19.4 25241
비교예 3 42 58 0 1318 1596 8.8 9.0 10.1 14364
비교예 4 92 0 8 1219 1620 3.9 6.1 13.0 9882
비교예 5 70 25 5 1213 1580 11.7 12.5 16.1 19750
발명예 8 50 40 10 1160 1456 12.8 18.9 15.4 27518
발명예 9 40 45 15 1073 1456 11.8 18.0 19.1 26208
비교예 6 80 20 0 1165 1612 5.5 6.2 18.1 9994
발명예 10 40 50 10 1288 1522 12.8 18.4 17.4 28005
비교예 7 93 0 7 1379 1650 8.1 9.8 19.4 16170
발명예 11 35 55 10 1227 1488 11.7 16.9 22.5 25147
비교예 8 98 0 2 1279 1750 5.1 8.9 15.1 15575
발명예 12 43 47 10 1023 1499 13.4 18.2 19.4 27282
비교예 9 95 0 5 1127 1890 2.3 3.5 16.6 6615
비교예 10 0 5 0 402 1008 18.0 23.0 16.0 23184
비교예 11 100 0 0 1267 1688 3.0 5.0 4.0 8440
(표 3에서 M은 마르텐사이트, B는 베이나이트, γ는 잔류 오스테나이트 상을 의미한다. 비교예 10은 5%의 베이나이트 상 외에 70%의 페라이트 및 25%의 펄라이트 상을 포함한다,)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 합금 설계를 만족하고, 본 발명에서 제안하는 BQ&P 열처리를 통해 제조된 발명예 1 내지 12는 목표로 하는 강도 및 연성이 확보되었으며, 구멍확장성도 15% 이상으로 확보되었다.
반면, 비교예 1 내지 11은 본 발명에서 제안하는 합금 설계 또는 제조공정을 만족하지 못하는 예이다.
비교예 1은 제1 열처리시 1차 급냉 온도에서 유지 시간이 불충분한 경우로서, 잔류 오스테나이트 상이 과다하게 형성되어 안정성이 열위하였으며, 그에 따라 냉간 프레스 성형에 중요한 구멍확장성(HER) 특성을 확보할 수 없었다.
비교예 2는 제2 열처리시 재가열 온도에서의 유지시간이 불충분한 경우로서, 최종 냉각시 오스테나이트가 마르텐사이트로 상 변태를 일으켜 충분한 양의 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 없었으며, 이에 따라 의도하는 물성도 얻어지지 못하였다.
비교예 3은 제2 열처리시 재가열 온도에서의 유지시간이 과다한 경우로서, 잔류 오스테나이트 상이 확보되지 못하여, 의도하는 물성을 얻을 수 없었다.
비교예 4, 7, 8 및 9는 소둔 공정 이후 열처리 공정을 기존 Q&P 공정으로 적용한 경우로서, 강도 및 구멍확장성의 확보에는 문제가 없었으나, 연신율이 열위하여 TS×El 값이 25000MPa% 미만이었다.
비교예 5는 1차 급냉 온도가 너무 낮아, 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하였으며, 최종 냉각 중 불완전한 오스테나이트가 마르텐사이트로 상 변태를 일으켜 연신율도 열위하였다.
비교예 6은 2차 급냉 온도가 Ms-100℃ 보다 낮아, 최종 냉각 후 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 없었으며, 이로 인해 연신율이 열위하였다.
한편, 비교예 10은 강 중 Mn의 함량이 불충분함에 따라, 1차 급냉 과정에서 폴리고날 페라이트 상을 형성하여 항복강도가 매우 열위하였다.
비교예 11은 강 중 Mn의 함량이 과도하여, 제1 열처리 과정에서 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하였다. 그로 인해, 오스테나이트 안정성이 열위하여 최종 강판에서 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 없었으며, 그 결과 연신율과 구멍확장성이 열위하였다.
도 2는 발명예 1과 비교예 10 및 11의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 강판인 발명예 1은 래스 형태의 잔류 오스테나이트 상이 충분히 형성되고, 주상으로 마르텐사이트 상과 베이나이트 상을 포함함을 확인할 수 있다.
반면, Mn의 함량이 본 발명을 벗어나는 비교예 10은 페라이트 상이 과도하게 형성되었다. 또한, 비교예 11은 베이나이트 상이 형성되지 못하여 오스테나이트 안정성을 확보하지 못하게 되어, 최종 냉각식 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태함에 따라 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 없었다.
도 3은 발명예 6과 비교예 4의 미세조직을 TEM으로 측정한 결과를 나타낸 것이다.
도 3에 나타낸 바와 같이, 발명예 6(a)은 본 발명의 따라 BQ & P 열처리가 적용되어 래스(lath) 형태의 잔류 오스테나이트 상이 잘 발달되어 있음을 확인할 수 있다. 반면, 기존 Q & P 열처리 공정이 적용된 비교예 4(b)의 경우에는 블럭(block) 형태의 오스테나이트 상이 형성되었으며, 이로 인해 구멍확장성 및 연신율이 열위한 결과를 보였다.

Claims (17)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.5%, 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.5~6.5%, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 마르텐사이트 상 및 베이나이트 상의 혼합조직을 면적분율 70% 이상, 잔류 오스테나이트 상을 면적분율 10~25%, 잔부 페라이트 상을 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 티타늄(Ti): 0.15% 이하, 니오븀(Nb): 0.5% 이하, 바나듐(V): 0.5% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 지르코늄(Zr): 0.001~0.1% 및 텅스텐(W): 0.001~0.5% 중 1종 이상을 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하 및 구리(Cu): 0.5% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 안티몬(Sb): 0.1% 이하, 칼슘(Ca): 0.01% 이하 및 보론(B): 0.01% 이하 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도 1000MPa 이상, 인장강도 1400MPa 이상, 구멍확장성이 15% 이상이며, 인장강도×연신율(T-El)의 값이 25000MPa% 이상인 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판.
  7. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.5%, 실리콘(Si): 3.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.5~6.5%, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 500~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 750~900℃의 온도범위에서 소둔 열처리하는 단계;
    상기 소둔 열처리 후 냉연강판을 250~450℃의 온도범위로 1차 급냉한 후 유지하는 제1 열처리 단계;
    상기 1차 급냉 및 유지 후 냉연강판을 상기 1차 급냉 온도 이하, Ms-100℃ 이상의 온도범위로 2차 급냉하는 단계; 및
    상기 2차 급냉 후 냉연강판을 Ms+100℃ 이상, 500℃ 이하의 온도범위로 승온한 다음, 유지하는 제2 열처리 단계
    를 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 냉간압연은 30~80%의 압하율로 행하는 것인 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 제1 열처리시 유지하는 공정은 600초 이상 행하며,
    상기 제2 열처리시 유지하는 공정은 60초 이상 1200초 미만으로 행하는 것인 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  11. 제 8항에 있어서,
    상기 권취하는 단계를 완료한 열연강판은 페라이트 상, 펄라이트 상, 마르텐사이트 상 및 오스테나이트 상으로 구성된 4상의 합이 면적분율 65% 이상인 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  12. 제 8항에 있어서,
    상기 제2 열처리 단계를 완료한 후 냉연강판을 아연도금욕 또는 아연합금도금욕에 침지하여 용융아연도금층 또는 용융아연합금도금층을 형성하는 단계를 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  13. 제 12항에 있어서,
    상기 용융아연도금층 또는 용융아연합금도금층을 형성한 후 480~600℃의 온도범위에서 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  14. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, 티타늄(Ti): 0.15% 이하, 니오븀(Nb): 0.5% 이하, 바나듐(V): 0.5% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  15. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, 지르코늄(Zr): 0.001~0.1% 및 텅스텐(W): 0.001~0.5% 중 1종 이상을 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  16. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하 및 구리(Cu): 0.5% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  17. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, 안티몬(Sb): 0.1% 이하, 칼슘(Ca): 0.01% 이하 및 보론(B): 0.01% 이하 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 구멍확장성 및 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004338798A (ja) 2003-03-18 2004-12-02 Oji Paper Co Ltd 粉末洗剤用包装容器
US20060011274A1 (en) 2002-09-04 2006-01-19 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101714930B1 (ko) * 2015-12-23 2017-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101843705B1 (ko) * 2015-01-09 2018-03-29 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 도금성, 가공성 및 내지연파괴특성이 우수한 고강도 도금 강판, 및 그의 제조 방법
JP2018095896A (ja) * 2016-12-08 2018-06-21 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20060011274A1 (en) 2002-09-04 2006-01-19 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
JP2004338798A (ja) 2003-03-18 2004-12-02 Oji Paper Co Ltd 粉末洗剤用包装容器
KR101843705B1 (ko) * 2015-01-09 2018-03-29 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 도금성, 가공성 및 내지연파괴특성이 우수한 고강도 도금 강판, 및 그의 제조 방법
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101714930B1 (ko) * 2015-12-23 2017-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
JP2018095896A (ja) * 2016-12-08 2018-06-21 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

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