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KR20210080664A - 연성 및 가공성이 우수한 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

연성 및 가공성이 우수한 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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KR20210080664A
KR20210080664A KR1020190171578A KR20190171578A KR20210080664A KR 20210080664 A KR20210080664 A KR 20210080664A KR 1020190171578 A KR1020190171578 A KR 1020190171578A KR 20190171578 A KR20190171578 A KR 20190171578A KR 20210080664 A KR20210080664 A KR 20210080664A
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KR
South Korea
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less
steel sheet
excluding
cooling
ductility
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KR1020190171578A
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Inventor
최강현
안연상
류주현
최을용
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Abstract

본 발명은 자동차 구조부재용 등에 적합하게 적용할 수 있는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도를 가지면서 연성 및 가공성이 우수한 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

연성 및 가공성이 우수한 강판 및 이의 제조방법 {STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND WORKABLITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차 구조부재용 등에 적합하게 적용할 수 있는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도를 가지면서 연성 및 가공성이 우수한 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 산업에서 안전 및 환경의 규제가 점점 가혹화되어 가는 추세이며, 특히 이산화탄소(CO2)의 배출 규제가 점차 심해지고 있으며, 이에 따른 연비 규제가 강화되고 있는 실정이다. 이러한 규제가 확대되면서 연비 향상 및 내구성 향상을 위한 고강도 강판의 사용이 요구되고 있다.
한편, 미국의 고속도로 안전보험협회에서 탑승자 보호를 위한 자동차의 충돌 안정성 규제를 점차 확대함에 따라, 차체의 내충격성 향상을 위하여 멤버(member), 시트 레일(seat rail) 및 필러(pilar) 등의 구조부재에 항복강도가 우수한 고강도 강이 채용되고 있다.
일반적으로 강판의 강도가 증가하게 되면, 연신율이 감소하게 되어 내충돌성 및 가공성이 저하되는 문제가 발생하므로, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구된다.
통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 이 중, 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하는데에 한계가 있다.
석출강화형 고강도 강은 Nb, Ti, V 등과 같은 탄·질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄·질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나, 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 이러한 석출강화 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 용이하게 얻을 수 있다는 장점이 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 되므로, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온 소둔을 실시하여야 하는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄·질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa 이상의 고강도 강을 얻는데에 한계가 있다.
한편, 변태강화형 고강도 강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트 상을 형성시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase, DP)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용하여 고연성을 확보한 TRIP(Tranformation Indeced Plasticity)강, 또는 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러 강들이 개발되어 왔다.
최근 자동차용 강판은 연비 향상, 내구성 향상 등을 위해 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 780MPa 이상의 고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 그 수요가 증가하고 있다.
변태강화형 고강도 강 중 DP 강은 연성이 우수하여 가장 범용적으로 쓰이는 자동차용 강판이나, 항복비(Yield Ratio)가 낮고 성형성 및 가공성이 열위한 단점을 가지고 있다. 더욱이, 강판이 점차 고강도화되는 추세에서 자동차 부품을 프레스 성형하는 도중에 크랙 또는 주름 등의 결함이 발생하여 복잡한 부품을 제조하는데에 어려움을 겪고 있다.
따라서, 이러한 DP 강의 특성이 낮은 항복비를 만족하면서도, 기존 EP강 대비 연성 및 가공경화지수(n)를 향상시킬 수 있다면, 프레스 성형시 발생하는 크랙 또는 주름과 같은 가공 결함을 방지함으로써, 복잡한 부품에 고강도 강의 적용을 확대시킬 수 있을 것으로 예측된다.
고장력 강판의 가공성을 향상시킨 기술로서, 특허문헌 1은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 상을 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻고, 연속소둔 후의 판 형상도 우수한 냉연강판을 제조하는 방법을 개시하고 있다. 그런데, 이 기술은 강 중 탄소의 함량이 0.2% 이상으로 높아 용접성이 열위하는 문제 및 Si의 다량 함유에 기인한 로내 덴트 결함이 발생하는 문제가 있다.
다른 예로서, 특허문헌 2는 마르텐사이트 상을 주체로 하는 복합조직으로 이루어진 강판을 개시하며, 이러한 강판의 가공성을 향상시키기 위하여 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리(Cu) 입자를 분산시키는 방법을 개시하고 있다. 그런데, 미세 Cu 입자를 석출시키기 위해서는 2~5중량%의 높은 함량으로 Cu를 첨가하여야 하며, 이 경우 Cu에 의한 적열 취성이 발생할 우려가 있으며, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.
또 다른 예로서, 페라이트(ferrite)를 기지조직으로 하여, 펄라이트(pearlite) 상을 2~10면적%로 포함하는 조직을 가지며, 석출강화형 원소인 Nb, Ti, V 등의 원소를 첨가하여 석출 강화 및 결정립 미세화에 의해 강도를 향상시킨 강판을 개시하고 있다. 이 경우, 강판의 구멍확장성은 양호하나, 인장강도를 높이는데에 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레스 성형시 크랙 등의 결함이 발생하는 문제가 있다.
일본공개특허공보 제2010-090432호 일본공개특허공보 제2005-264176호 한국공개특허공보 제2015-0073844호
본 발명의 일 측면은, 자동차 구조부재용 등으로 적합한 강판으로서, 인장강도 780MPa급의 고강도를 가지면서, 연성 및 가공성이 우수한 강판을 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): 0.1~0.18%, 실리콘(Si): 1.0% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 1.6~2.4%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하, 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외)와, 티타늄(Ti): 0.04% 이하 및 니오븀(Nb): 0.04% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며, 미세조직으로 면적분율 40% 이상의 페라이트와 잔부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 연성 및 가공성이 우수한 강판을 제공한다.
[관계식 1]
(4C + Si + 10Al) / (2Mn + Cr + 5Mo + 100B)) ≥ 0.3
(관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~600℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 상온까지 0.1℃/s 이하의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔 후 단계적 냉각을 행하는 단계; 및 상기 단계적 냉각 후 60초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
상기 단계적 냉각은 630~680℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계 및 상기 1차 냉각 후 수소(H2)냉각설비에서 400~500℃까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 연성 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도를 가짐에도 연성 및 가공성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
이와 같이, 가공성이 향상된 본 발명의 강판은 프레스 성형시 크랙 또는 주름 등의 가공 결함을 방지할 수 있으므로, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 구조용 등의 부품에 적합하게 적용하는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 성분관계식(관계식 1)에 따른 점유비(Mb/Ma)의 변화를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 성분관계식(관계식 1)에 따른 점유비(Ms/Ma)의 변화를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 점유비(Mb/Ma)에 따른 기계적 성질(관계식 2에 해당)의 변화를 나나탠 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 점유비(Ms/Ma)에 따른 기계적 성질(관계식 2에 해당)의 변화를 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 성분관계식(관계식 1)에 따른 오스테나이트(RA)의 분율 변화를 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 자동차용 소재 중 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 사용할 수 있는 수준의 가공성을 가지는 소재를 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가지는 고강도 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명은 합금조성 중 특정 원소들의 함량을 제어하고 공정조건을 최적화함으로써, 최종 미세조직에 베이나이트 상을 도입하면서, 이 베이나이트 상에 인접하는 영역에 마르텐사이트(fresh martensite) 상을 형성시키는 경우, 마르텐사이트가 균일하고 미세하게 분산됨으로써 성형 초기에 변형을 효과적으로 분산시켜 가공경화율을 향상시키고, 국부적인 응력 집중을 완화함으로써 보이드(void)의 핵생성, 성장 및 합체를 지연시켜 연성을 크게 향상시킬 수 있음을 발견하였다. 나아가, 본 발명은 최종 미세조직에서 일정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 포함함으로써 연성을 더욱 향상시킬 수 있음에 기술적 의의가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른, 연성 및 가공성이 우수한 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.18%, 실리콘(Si): 1.0% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 1.6~2.4%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하, 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외)와, 티타늄(Ti): 0.04% 이하 및 니오븀(Nb): 0.04% 이하 중 1종 이상을 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): 0.1~0.18%
탄소(C)는 강의 변태조직 강화를 위해 첨가하는 중요한 원소이다. 이러한 C는 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진하여 강도를 향상키며, 그 함량이 증가할수록 강 중 마르텐사이트 양이 증가하게 된다.
그런데, 이러한 C의 함량이 0.18%를 초과하게 되면 강 중 마르텐사이트 양의 증가로 강도는 높아지나, 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 커지게 된다. 이러한 강도 차이는 소성 변형시 상(phase)간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하기 때문에 연성과 가공경화율이 저하하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 고객사 부품 가공시 용접결함이 발생하는 문제가 있다. 한편, 상기 C의 함량이 0.1% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어려워진다.
따라서, 상기 C는 0.1~0.18%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 0.12% 이상, 보다 더 유리하게는 0.13% 이상으로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 1.0% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 변태를 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. 또한, 고용 강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높여 상(phase)간 경도차를 줄이는데 효과적이며, 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보하는데에 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질에 악영향을 미치며, 용접성 및 화성처리성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Si은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.2~1.0%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.6~2.4%
망간(Mn)은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며, 강 중 황(S)을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하는 효과가 있다. 또한, 상기 Mn은 강을 강화시키는 원소이면서, 동시에 복합조직강에서 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계냉각속도를 낮추는 역할을 하여 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시키는데 유용하다.
이러한 Mn의 함량이 1.6% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도를 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 2.4%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높고, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정하며, 조직 내 Mn-Band(Mn 산화물 띠)가 형성되어 가공 크랙 및 판 파단의 발생 위험이 높아지는 문제가 있다. 또한, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mn은 1.6~2.4%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.7~2.3%로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.15% 이하
몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에, 페라이트의 미세화 및 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 Mo은 강의 경화능을 향상시킬 뿐만 아니라, 마르텐사이트를 결정립계에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능한 효과가 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조 원가가 상승하여 경제적으로 불리해지는 문제가 있으므로, 그 함량을 적절하게 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 최대 0.15%로 Mo을 첨가할 수 있다. 만일, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 합금원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어지고, 지나친 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과로 인해 오히려 강의 연성도 저하하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mo은 0.15% 이하로 포함할 수 있으며, 그 함량이 0% 이더라도 목표로 하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
크롬(Cr): 1.0% 이하
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도 확보를 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Cr은 마르텐사이트 형성에 유효하고, 강도 상승 대비 연성의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다. 특히, 열간압연 과정에서 Cr23C6와 같은 Cr계 탄화물을 형성하는데, 이 탄화물은 소둔 과정에서 일부는 용해되고 일부는 용해되지 않고 남게 되어, 냉각 후 마르텐사이트 내 고용 C량을 적정수준 이하로 제어할 수 있어, 항복점 연신(YP-El)의 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 효과가 있다.
다만, 이러한 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열위하는 문제가 있다. 또한, Cr계 탄화물의 분율이 높아지고 조대화됨으로써, 소둔 후 마르텐사이트 크기가 조대화되어 연신율 저하를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Cr은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 그 함량이 0% 이더라도 목표로 하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
인(P): 0.1% 이하(0%는 제외)
인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 저하시키지 않으면서 강도 확보에 유리한 원소이다. 하지만, 이러한 P을 과잉 첨가할 경우, 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판 파단 발생 가능성이 높아지며, 도금표면 특성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 P은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중에 불가피하게 첨가되는 원소로서, 연성 및 용접성을 저해하므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 상기 S은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0%는 제외)
알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소이다. 또한, Si과 유사하게 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 그리고, 소둔 중에 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 강판의 연성을 향상시키는데에 유용한 원소이다.
이러한 Al의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과에 의한 강도 상승에는 유리한 반면, 제강 연주 조업시 개재물의 형성이 과다하여 도금강판에서 표면 불량이 발생할 가능성이 높아진다. 또한, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다.
따라서, 상기 sol.Al은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.7% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명에서 알루미늄은 산 가용 알루미늄(Sol.Al)을 의미한다.
질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 원소이나, 그 함량이 0.01%를 초과할 경우 강의 정련 비용이 급격히 상승하고, AlN 석출물의 형성에 의해 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가한다.
따라서, 상기 N는 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
보론(B): 0.01% 이하
보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는데 유리한 원소이다. 또한, 페라이트의 형성을 억제하고, 마르텐사이트의 형성을 촉진하는 경화능 원소이다.
이러한 B의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 상기 B은 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 그 함량이 0% 이더라도 목표로 하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외)
안티몬(Sb)은 결정립계에 분포하여 Mn, Si, Al 등의 산화성 원소들의 결정립계를 통한 확산을 지연시키는 역할을 한다. 이로 인해 산화물의 표면 농화를 억제하며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데에 유리한 효과가 있다.
이러한 Sb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용이 상승하고 가공성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 상기 Sb은 0.05% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.01% 이상으로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.04% 이하 및 니오븀(Nb): 0.04% 이하 중 1종 이상
티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강의 강도 상승 및 미세 석출물의 형성에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 구체적으로, 상기 Ti와 Nb은 강 중 C와 결합하여 나노 사이즈의 미세한 석출물을 형성하며, 이는 기지조직을 강화시켜 상간 경도차를 감소시키는 역할을 한다.
이러한 Ti과 Nb의 함량이 각각 0.04%를 초과하게 되면 제조비용이 상승하고, 석출물이 과다하게 형성되어 연성이 크게 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 Ti과 Nb은 각각 0.04% 이하로 포함할 수 있다. 다만, 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 각각 0.001% 이상으로 포함할 수 있다.
본 발명은 상기 Ti과 Nb 중 어느 하나의 원소만을 포함하거나, 이들 원소 모두를 포함할 수도 있다. 한 가지 예로서, 상기 Ti과 Nb 중 Nb만을 포함하는 경우에 상기 Ti을 0%일 수 있으며, 그 반대의 경우도 가능함을 밝혀둔다.
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 가지는 본 발명의 강판은 강 내 C, Si, Al, Mn, Cr, Mo, B의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 여기서, 강 내(강 내부)라 하면, 강판의 두께 방향 1/4t 영역(t는 강판의 두께(mm)를 의미함)일 수 있다.
[관계식 1]
(4C + Si + 10Al) / (2Mn + Cr + 5Mo + 100B)) ≥ 0.3
(관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명은 고강도와 더불어 연성 및 가공성을 향상시키고자 함을 주 목적으로 하며, 이를 위해서는 강의 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 의도하는 물성 확보에 유리한 조직을 형성할 필요가 있다.
앞서 언급한 바와 같이, 본 발명자들은 강 조직으로서 연질상과 경질상을 균일하게 분포시킬 경우, 연성 및 가공성의 향상을 도모할 수 있음을 발견하였다.
특히, 경질상 중 베이나이트 상은 페라이트와 마르텐사이트 간의 상간 경도차를 줄이는데 유효하며, 미세한 나노 석출물을 페라이트 내에 석출시킴으로써 추가적으로 상간 경도차를 저감할 수 있다. 더불어, 일정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 형성함으로써 강의 연성을 더욱 향상시키는 효과가 있다.
상기 [관계식 1]에서 Si과 Al은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 변태를 촉진시키고, 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. 탄소(C) 역시 미변태 오스테나이트에 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성 및 분율 조정에 기여하는 원소이다. 한편 Mn, Cr, Mo 및 B은 경화능 향상에 기여하는 원소이지만, 상기 Si, Al, C와 같이 오스테나이트 내에 C 농축에 기여하는 효과가 상대적으로 낮다. 따라서, 오스테나이트로의 C 농축을 조장하는 Si, Al, C와 경화능 향상에 유리한 Mn, Cr, Mo, B의 비율을 제어함으로써 본 발명에서 의도하는 미세조직을 얻을 수 있는 것이다.
보다 구체적으로, 상기 관계식 1로 나타내는 성분관계식의 값을 0.3 이상으로 확보함으로써, 본 발명에서 의도하는 조직 구성과 물성을 유리하게 얻을 수 있다. 만일, 상기 관계식 1의 값이 0.3 미만이면 강의 경화능이 과도하게 높아져 강의 강도는 쉽게 달성할 수 있는 반면, 연성 및 가공성 저하되는 문제가 있다.
상술한 합금조성과 성분관계식을 만족하는 본 발명의 강판은 미세조직으로 면적분율 40% 이상의 페라이트와 잔부 베이나이트, 프레시(fresh) 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다. 상기 페라이트 상의 분율이 40% 미만이면 강의 연성을 충분히 확보할 수 없게 된다.
특히, 본 발명의 강판은 상기 잔부 조직 중 베이나이트 상을 소량, 예컨대 면적분율 10% 이상, 바람직하게는 40% 이하, 보다 바람직하게는 30% 이하로 포함함으로써 페라이트 상과 마르텐사이트 상(phase)간의 경도차를 줄이는데에 기여할 수 있다.
더불어, 본 발명의 강판은 상기 잔류 오스테나이트 상을 2~5%로 포함할 수 있다. 본 발명은 일정 분율로 잔류 오스테나이트 상을 포함하는 것에 의해 강판의 연성을 더욱 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.
보다 구체적으로, 상술한 수준으로 잔류 오스테나이트 상을 포함하는 본 발명의 강판은 변형시 응력에 의해 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하는데, 이러한 상(phase) 변태에 의해 가공경화가 급속도로 진전되어 연신율 저하 및 응력 집중의 원인이 되는 네킹(necking) 현상이 억제된다. 그 결과, 기존 DP강 대비 가공성 및 연성을 더욱 향상시킬 수 있다.
또한, 본 발명의 강판은 상기 베이나이트 상에 인접하여 프레시 마르텐사이트 상이 형성되는 특징이 있다.
여기서, 베이나이트 상에 인접하다는 것은 베이나이트 상의 주변에 존재한다는 것으로서, 한 가지 예로서 베이나이트 상 내부에 프레시 마르텐사이트 상이 존재할 수도 있고, 다른 예로서 베이나이트 상의 입계 주변에 프레시 마르텐사이트 상이 존재할 수 있으며, 이에 한정하는 것은 아니다.
구체적으로, 상기 프레시 마르텐사이트 전체 분율(Ma) 대비 상기 베이나이트에 인접한 프레시 마르텐사이트의 분율(Mb)이 50% 이상, 즉 점유비(Mb/Ma)가 50% 이상일 수 있다. 그리고, 상기 프레시 마르텐사이트 전체 분율(Ma) 대비 평균 입도가 3㎛ 이하인 미세 프레시 마르텐사이트의 분율(Ms)의 비(Ms/Ma)가 50% 이상일 수 있다.
이와 같이, 본 발명은 전체 프레시 마르텐사이트 상 중 미세한 프레시 마르텐사이트 상의 분율을 높이면서, 베이나이트 상에 인접하여 존재하는 프레시 마르텐사이트 상의 분율을 높임으로써, 마르텐사이트 밴드의 형성을 억제하여 가공성 향상을 도모할 수 있다.
만일, 베이나이트 상에 인접한 프레시 마르텐사이트의 점유비(Mb/Ma)가 50% 미만이거나, 평균 입도 3㎛ 미만의 미세 프레시 마르텐사이트의 점유비(Ms/Ma)가 50% 미만이면, 강 내에 프레시 마르텐사이트 상의 분포가 균일하고 미세하지 않게 되어, 마르텐사이트 밴드 조직이 형성되는 등의 우려가 있다.
여기서, 평균 입도는 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 기준으로 함을 밝혀둔다.
본 발명의 강판은 상기와 같은 조직을 가지게 됨으로써 상(phase)간 경도차를 최소화할 수 있으면서, 소성변형 초기 단계에서 낮은 응력에서 변형이 시작됨으로 항복비가 낮아지고, 가공시 변형이 효과적으로 분산되어 가공 경화율을 높이는 효과를 얻을 수 있다.
또한, 상술한 조직은 넥킹(necking) 이후에 국부적인 응력 및 변형의 집중을 완화시켜 연성파괴를 일으키는 보이드(void)의 생성, 성장 및 합체를 지연시킴으로써 연성의 향상을 도모할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 강판은 780MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 4~6%의 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n), 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)의 관계가 하기 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
0.3 ≤ (n×TS)/YS ≤ 0.4
뿐만 아니라, 본 발명의 강판은 페라이트 내에 나노 사이즈의 석출물을 형성함으로써 상(phase)간 경도차를 더욱 최소화할 수 있다. 이때, 상기 나노 사이즈의 석출물은 원 상당 직경을 기준으로 평균 30nm 이하의 크기를 가지는 Nb계 및/또는 Ti계 석출물일 수 있다.
나아가, 본 발명의 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함할 수 있다.
이때, 상기 아연계 도금층은 특별히 한정하지 아니하나, 아연을 주로 함유하는 아연도금층, 아연 이외에 알루미늄 및/또는 마그네슘을 함유하는 아연합금도금층일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 연성 및 가공성이 우수한 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속 소둔 - 냉각]을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이후 [용융아연도금 - (최종) 냉각]의 공정을 더 행할 수 있다.
각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
먼저, 전술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다.
본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 가열 공정의 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1100~1300℃의 온도 범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연할 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 권취하는 것이 바람직하다.
상기 권취는 400~600℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 권취온도가 400℃ 미만이면 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트의 형성으로 인해 열연강판의 과도한 강도 상승 및 폭 방향 재질편차를 초래함으로써, 이후의 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 600℃를 초과하는 경우, 강 중 Si, Mn 및 B 등 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들의 표면 농화 및 내부산화가 심해질 수 있다.
[냉각]
상기 권취된 열연강판을 상온까지 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.05℃/s 이하, 보다 더 유리하게는 0.015℃/s 이하의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
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 있다.
이때, 상기 냉간압연은 40~70%의 냉간압하율로 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 냉간압하율이 40% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 강판의 형상교정이 어려워지는 문제가 있다. 반면, 상기 냉간압하율이 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 야기하는 문제가 있다.
본 발명은 상기 냉간압연 전에 열연강판을 산세처리할 수 있으며, 상기 산세처리 공정은 통상의 방법으로 행할 수 있음을 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+20℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 800~840℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 연속 소둔시 그 온도가 Ac3-20℃ 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 Ac1+20℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고, 오스테나이트 상이 과다하게 형성되어 냉각 후 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 분율이 크게 증가하여 항복강도가 상승하고 연성이 감소함에 따라 저항복비 및 고연성의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 또한 Si, Mn, B 등의 용융아연도금 젖음성을 저해하는 원소들에 의한 표면농화가 심해져 도금 표면품질이 저하될 우려가 있다.
[단계적 냉각]
상기한 바에 따라 연속 소둔 처리된 냉연강판을 단계적으로 냉각하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 냉각은 630~680℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 1차 냉각이라 칭함)한 다음, 400~500℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 2차 냉각이라 칭함)하는 것이 바람직하다.
1차 냉각
상기 1차 냉각시 종료온도가 630℃ 미만인 경우 너무 낮은 온도로 인해 페라이트가 충분히 형성되지 못하여, 후속하는 2차 냉각시에 베이나이트의 형성 및 탄소 농축이 원활하지 못하게 된다. 반면, 그 온도가 680℃를 초과하게 되면 후속 2차 냉각시 온도 제어가 어려워진다.
상술한 온도범위까지의 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 상기 평균 냉각속도의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, 생산성을 고려하여 1℃/s 이상으로 행할 수 있다.
2차 냉각
상술한 조건으로 1차 냉각을 완료한 후 2차 냉각을 행하며, 베이나이트 상이 효과적으로 생성될 수 있는 온도범위까지 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 2차 냉각은 400~500℃까지 행할 수 있으며, 그 온도가 400℃ 미만이거나 500℃를 초과하게 되면 베이나이트 상의 형성이 미비해져 베이나이트에 인접한 프레시 마르텐사이트의 점유비를 50% 이상으로 확보할 수 없게 된다. 그 결과, 평균 입도 3㎛ 이하의 미세한 프레시 마르텐사이트의 점유비를 50% 이상으로 확보할 수 없게 되며, 그로 인해 강의 연성 및 가공성을 향상시키기 어려워진다.
상술한 온도범위로의 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 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 있음을 밝혀둔다.
또한, 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.
본 발명은 상술한 바에 따라 단계적으로 냉각을 행함에 있어서, 1차 냉각시의 냉각속도 보다 2차 냉각시의 냉각속도를 빠르게 행할 수 있다.
[유지]
상술한 바에 따라 단계적 냉각을 완료한 후 냉각된 온도범위에서 60초 이상 유지하는 것이 바람직하다.
전술한 2차 냉각 후 유지 공정을 행함으로써, 2차 냉각시 형성된 베이나이트 상에 인접해 있는 미변태 오스테나이트 상에 탄소를 농축시킬 수 있다. 이는, 후속하는 공정들을 모두 완료한 후 베이나이트에 인접한 영역에 미세한 마르텐사이트 상을 형성시키고자 하는 것이다.
이때, 유지 시간이 60초 미만이면 미변태 오스테나이트 상에 농축되는 탄소량이 불충분하여 목표로 하는 미세조직을 확보할 수 없게 된다. 한편, 상기 유지 공정시 그 시간이 200초를 초과하게 되면 베이나이트 분율이 과도해지므로 최종 조직으로 마르텐사이트 상을 충분히 확보하지 못하게 될 우려가 있다.
[용융아연도금]
상기에 따라 단계적 냉각 및 유지 공정을 거친 후 강판을 아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일 예로 440~480℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 아연도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.
[최종 냉각]
상기 용융아연도금을 완료한 후에는 Ms(마르텐사이트 변태 개시온도)-100℃ 이하까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이 과정에서 강판(여기서 강판은 도금층 하부의 모재에 해당한다)의 베이나이트 상에 인접한 영역에서 미세한 프레시 마르텐사이트(fresh martenstie) 상을 형성할 수 있다.
상기 냉각시 그 종료온도가 Ms-100℃를 초과하게 되면 프레시 마르텐사이트 상을 충분히 확보할 수 없게 되며, 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 너무 느린 냉각속도로 인해 프레시 마르텐사이트 상이 불균일하게 형성될 우려가 있다.
상기 냉각시 상온까지 냉각하여도 목표로 하는 조직의 확보에는 문제없으며, 여기서 상온은 10~35℃ 정도로 나타낼 수 있다.
필요에 따라, 최종 냉각 전, 용융아연도금강판을 합금화 열처리함으로써, 합금화 용융아연도금강판을 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.
나아가, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판을 조질압연함으로써, 마르텐사이트 주위에 위치한 페라이트에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다.
이때, 압하율은 1% 미만(0% 제외)인 것이 바람직하다. 만일, 압하율이 1% 이상인 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판 파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.
전술한 바에 따라 제조된 본 발명의 강판은 미세조직으로 면적분율 40% 이상의 페라이트와 잔부 베이나이트, 프레시(fresh) 마르텐사이트 및 일정 분율의 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다. 또한, 상기 프레시 마르텐사이트 전체 분율(Ma)과 상기 베이나이트에 인접한 마르텐사이트의 분율(Mb)의 비(Mb/Mt)가 50% 이상이고, 상기 프레시 마르텐사이트 전체 분율(Ma)과 평균 입도 3㎛ 이하인 미세 프레시 마르텐사이트의 분율(Ms)의 비(Ms/Ma)가 50% 이상을 만족함으로써 상(phase)간 경도차를 크게 줄이는 효과가 있다.
다시 말해서, 미세 마르텐사이트 상과 잔류 오스테나이트 상이 베이나이트와 페라이트 상 주변에 균일하게 분산되어 형성됨으로써 강판의 연성 및 가공성의 향상을 도모하는 효과가 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 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 가열한 다음, Ar3 변태점 온도 이상인 Ar3+50℃~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 제조된 각각의 열연강판을 하기 표 2에 나타낸 온도로 권취한 후 0.01~0.1℃/s의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각하였다.
이후, 각각의 열연강판을 산세한 후 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속소둔처리한 후, 단계적 냉각(1차 및 2차)을 행하고, 2차 냉각종료온도에서 60초 이상 유지하였다. 이때, 유지공정은 200초를 넘지 않도록 하였다.
그 후, 440~480℃의 용융아연도금욕에서 아연도금처리한 다음, 최종 냉각한 후, 1% 미만으로 조질압연하여 용융아연도금강판을 제조하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 특성 및 도금 특성을 평가한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 ASTM 규격을 이용하여 L방향으로 실시하였다. 또한, 가공경화율(n)은 VDA(독일자동차협회) 규격에 나와있는 변형율 4~6% 구간에서의 가공경화율 값을 측정하였다.
그리고, 미세조직 분율은 [연속소둔-단계적 냉각-유지] 공정을 완료하여 얻은 강판의 두께 1/4t 지점에서 기지조직을 분석하였다. 구체적으로, 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트, 오스테나이트의 분율을 측정하였다.
한편, 각 강판의 1/4t 지점에서 C, Si, Al, Mn, Cr, Mo, B의 농도는 TEM(Transmission Electron Microscopy)과 EDS(Energy Dispersive Spectroscopy), ELS 분석장비를 이용하여 측정하였다.
나아가, 각 강판의 미도금 발생 여부는 SEM으로 관찰시 도금층이 형성되지 않은 영역의 존재 여부를 확인하고, 도금층이 형성되지 않은 영역이 존재하는 경우 미도금으로 평가하였다.
강종 합금조성 (중량%) 관계식1
C Si Mn P S Sol.Al Cr Mo Ti Nb B N Sb
발명
강1		 0.14 0.6 2.0 0.01 0.001 0.025 0.2 0 0.02 0.02 0 0.005 0.02 0.336
발명
강2		 0.16 0.6 2.3 0.01 0.001 0.035 0.2 0.05 0 0.02 0 0.005 0.03 0.315
발명
강3		 0.18 0.25 2.3 0.01 0.001 0.06 0 0 0.015 0.02 0 0.005 0.03 0.341
발명
강4		 0.14 0.6 2.3 0.01 0.001 0.10 0.2 0 0.015 0.02 0.0025 0.005 0.03 0.428
발명
강5		 0.12 1.0 2.35 0.01 0.001 0.05 0.2 0.15 0.02 0.02 0.0020 0.005 0.03 0.338
발명
강6		 0.135 0.5 2.05 0.01 0.001 0.05 0.3 0.08 0.02 0.02 0 0.005 0.03 0.321
비교
강1		 0.07 0.5 2.4 0.01 0.001 0.04 0.8 0.12 0.02 0.03 0.0025 0.005 0.03 0.183
비교
강2		 0.07 0.7 2.3 0.01 0.001 0.03 0.85 0 0.02 0.02 0.0010 0.005 0.03 0.231
비교
강3		 0.07 0.6 2.3 0.01 0.001 0.05 0.5 0.05 0.02 0.02 0.0013 0.005 0.03 0.252
비교
강4		 0.1 0.5 2.35 0.01 0.001 0.02 0.3 0.1 0.01 0.02 0 0.005 0.03 0.200
비교
강5		 0.12 0.6 2.6 0.01 0.001 0.04 0.5 0 0.015 0.02 0.0012 0.005 0.03 0.254
비교
강6		 0.1 0.5 2.45 0.01 0.001 0.045 0.2 0.3 0.015 0.02 0.0017 0.005 0.03 0.249
강종 권취
(℃)		 소둔
(℃)		 1차 냉각 2차 냉각 최종 냉각
온도
(℃)		 속도
(℃/s)		 온도
(℃)		 속도
(℃/s)		 온도
(℃)		 속도
(℃/s)
발명강 1 562 826 670 2.7 440 13.3 150 5.6
발명강 2 560 830 671 2.8 450 12.8 150 5.6
발명강 3 573 831 663 2.9 420 14.1 150 5.6
발명강 4 552 828 668 2.8 471 11.4 150 5.6
발명강 5 549 820 673 2.5 460 12.3 150 5.6
발명강 6 584 833 659 3.0 480 10.4 150 5.6
비교강 1 451 785 651 2.3 430 12.8 150 5.6
비교강 2 490 790 664 2.2 320 19.9 150 5.6
비교강 3 584 781 647 2.3 540 6.2 150 5.6
비교강 4 543 770 648 2.1 533 6.7 150 5.6
비교강 5 556 843 660 3.2 550 6.4 150 5.6
비교강 6 545 850 652 3.4 410 14.0 150 5.6
강종 미세조직 (분율%) 점유비(%) 기계적 성질 도금성
F B RA Ma Mb Ms Mb/Ma Ms/Ma YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 n 관계식2
발명
강1		 54 16.8 3.2 26 18 18 69 69 453 787 21 0.2 0.347 무
발명
강2		 52 18.1 2.9 27 15 16 56 59 465 803 21 0.2 0.345 무
발명
강3		 49 22.0 4.0 25 15 14 60 56 483 818 20 0.18 0.305 무
발명
강4		 59 25.1 2.9 13 8 8 62 62 482 810 22 0.2 0.336 무
발명
강5		 55 24.3 2.7 18 13 10 72 56 474 813 22 0.2 0.343 무
발명
강6		 46 35.6 2.4 16 11 11 69 69 503 814 21 0.2 0.324 무
비교
강1		 35 42.9 0.1 22 9 9 41 41 591 888 18 0.15 0.225 무
발명
강2		 39 41.6 1.4 18 5 6 28 33 539 827 18 0.16 0.245 무
발명
강3		 42 43.8 0.2 14 6 6 43 43 520 822 20 0.18 0.285 무
발명
강4		 55 19.0 1.0 25 10 10 40 40 413 755 25 0.25 0.457 무
발명
강5		 57 13.6 1.4 28 10 11 36 39 421 793 23 0.23 0.433 유
발명
강6		 66 18.1 0.9 15 7 7 47 47 375 802 23 0.23 0.492 유
(표 3에서 F는 페라이트, B는 베이나이트, RA는 잔류 오스테나이트, Ma는 프레시 마르텐사이트 상의 전체 분율을 의미한다. 또한, YS는 항복강도, TS는 인장강도, El은 연신율, n은 가공경화율을 의미한다. 또한, 점유비는 백분율로 나타낸 것으로, (Mb/Ma)값과 (Ms/Ma)값에 각각 100을 곱한 값으로 나타낸 것이다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성, 성분관계(관계식 1) 및 제조공정이 본 발명을 모두 만족하는 발명강 1 내지 6은 미세조직이 의도하는 바 대로 형성됨에 따라, 고강도 및 고연성을 가지면서, 가공성과 도금성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 강 합금조성, 성분관계(관계식 1) 및 제조공정 중 어느 하나 이상의 구성이 본 발명을 벗어나는 비교강 1 내지 6은 의도하는 미세조직 특히, 프레시 마르텐사이트 상이 균일하고 미세하게 형성되지 못하고, 잔류 오스테나이트 상의 분율이 미비하였다. 그에 따라, 연성이 열위하거나 가공성이 낮았다. 이 중, 비교강 5 및 6은 도금성이 열위하여 미도금이 발생하였다.
도 1은 발명강과 비교강의 성분관계식(관계식 1)에 따른 점유비(Mb/Ma)의 변화를 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 강 중 C, Si, Al, Mn, Cr, Mo 및 B 간의 관계가 0.3 이상으로 확보되어야만 점유비(Mb/Ma)가 50% 이상으로 확보됨을 알 수 있다.
도 2는 발명강과 비교강의 성분관계식(관계식 1)에 따른 점유비(Ms/Ma)의 변화를 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 강 중 C, Si, Al, Mn, Cr, Mo 및 B 간의 관계가 0.3 이상으로 확보되어야만 점유비(Ms/Ma)가 50% 이상으로 확보됨을 알 수 있다.
도 3은 베이나이트 상에 인접한 프레시 마르텐사이트 상의 점유비(Mb/Ma)에 따른 기계적 성질(관계식 2에 해당)의 변화를 나타낸 것이며, 도 4는 미세 프레시 마르텐사이트 상의 점유비(Ms/Ma)에 따른 기계적 성질(관계식 2에 해당)의 변화를 나타낸 것이다.
도 3 및 도 4에 나타낸 바와 같이, 각각의 점유비 값이 50% 이상인 경우에만 (n×TS)/YS 값이 0.3~0.4를 만족함을 확인할 수 있다.
한편, 도 5는 발명강과 비교강의 성분관계식(관계식 1)에 따른 잔류 오스테나이트의 분율 변화를 나타낸 것이다.
도 5에 나타낸 바와 같이, 강 중 C, Si, Al, Mn, Cr, Mo 및 B 간의 관계가 0.3 이상으로 확보되어야만 잔류 오스테나이트 상을 2~5%로 형성할 수 있음을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.18%, 실리콘(Si): 1.0% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 1.6~2.4%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하, 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외)와, 티타늄(Ti): 0.04% 이하 및 니오븀(Nb): 0.04% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직으로 면적분율 40% 이상의 페라이트와 잔부 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 연성 및 가공성이 우수한 강판.

    [관계식 1]
    (4C + Si + 10Al) / (2Mn + Cr + 5Mo + 100B)) ≥ 0.3
    (관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 프레시 마르텐사이트 전체 분율(Ma)과 상기 베이나이트에 인접한 프레시 마르텐사이트의 분율(Mb)의 비(Mb/Ma)가 50% 이상이고,
    상기 프레시 마르텐사이트 전체 분율(Ma)과 평균 입도 3㎛ 이하인 미세 프레시 마르텐사이트의 분율(Ms)의 비(Ms/Ma)가 50% 이상인 연성 및 가공성이 우수한 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트는 면적분율 2~5%로 포함하는 연성 및 가공성이 우수한 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 연성 및 가공성이 우수한 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 780MPa 이상의 인장강도를 갖고, 4~6%의 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n), 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 연성 및 가공성이 우수한 강판.

    [관계식 2]
    0.3 ≤ (n×TS)/YS ≤ 0.4
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.18%, 실리콘(Si): 1.0% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 1.6~2.4%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하, 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외)와, 티타늄(Ti): 0.04% 이하 및 니오븀(Nb): 0.04% 이하 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~600℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 상온까지 0.1℃/s 이하의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔 후 단계적 냉각을 행하는 단계; 및
    상기 단계적 냉각 후 60초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
    상기 단계적 냉각은 630~680℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계 및 상기 1차 냉각 후 수소(H2)냉각설비에서 400~500℃까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 연성 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.

    [관계식 1]
    (4C + Si + 10Al) / (2Mn + Cr + 5Mo + 100B)) ≥ 0.3
    (관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃를 만족하는 것인 연성 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 유지 후 용융아연도금하는 단계; 및
    상기 용융아연도금 후 Ms-100℃ 이하까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 최종 냉각하는 단계를 더 포함하는 연성 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후 1% 미만의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 연성 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 용융아연도금하는 단계는 440~480℃의 아연도금욕에서 행하는 것인 연성 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.
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