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WO2022019509A1 - 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판 - Google Patents

성형성 및 가공경화율이 우수한 강판 Download PDF

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WO2022019509A1
WO2022019509A1 PCT/KR2021/008172 KR2021008172W WO2022019509A1 WO 2022019509 A1 WO2022019509 A1 WO 2022019509A1 KR 2021008172 W KR2021008172 W KR 2021008172W WO 2022019509 A1 WO2022019509 A1 WO 2022019509A1
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WO
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steel sheet
less
cooling
work hardening
excluding
Prior art date
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Ceased
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PCT/KR2021/008172
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English (en)
French (fr)
Inventor
안연상
류주현
최강현
최을용
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Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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Publication date
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Priority to US18/017,066 priority patent/US20230295759A1/en
Priority to EP21845902.2A priority patent/EP4186991A4/en
Priority to MX2023000957A priority patent/MX2023000957A/es
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet suitably used for structural members of automobiles, and more particularly, to a steel sheet having high strength and excellent formability and work hardening rate, and a method for manufacturing the same.
  • methods for strengthening steel include solid solution strengthening, precipitation strengthening, strengthening by crystal grain refinement, transformation strengthening, and the like.
  • precipitation-reinforced high-strength steel strengthens the steel sheet by precipitating carbon-nitride by adding carbon-nitride forming elements such as Cu, Nb, Ti, and V, or by refining crystal grains by suppressing grain growth by fine precipitates. It is a technique of securing strength.
  • This precipitation strengthening technology has the advantage that high strength can be easily obtained compared to the low manufacturing cost, but since the recrystallization temperature is rapidly increased due to the fine precipitates, there is a disadvantage that high temperature annealing must be performed to cause sufficient recrystallization to secure ductility.
  • precipitation-reinforced steel which is strengthened by precipitating carbon nitride on a ferrite matrix, has a limit in obtaining high-strength steel of 600 MPa or more.
  • Transformation-hardened high-strength steel is a ferrite-martensitic dual phase (DP) steel in which a hard martensite phase is formed on a ferrite matrix, TRIP (transformation induced plasticity) steel or ferrite using the transformation-induced plasticity of retained austenite. and CP (Complexed Phase) steels composed of hard bainite or martensitic structures have been developed.
  • DP ferrite-martensitic dual phase
  • TRIP transformation induced plasticity steel or ferrite using the transformation-induced plasticity of retained austenite.
  • CP Complexed Phase
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet composed of a composite structure mainly comprising a martensite phase, and in order to improve the workability of such a steel sheet, a particle diameter of 1 to 100 nm inside the structure Disclosed is a method for dispersing finely precipitated copper particles.
  • Patent Document 2 uses ferrite as a matrix structure, has a microstructure including a pearlite phase in an amount of 2 to 10 area%, and precipitates by adding an element such as Ti, which is a precipitation-strengthening element.
  • a steel sheet in which strength is improved by strengthening and grain refinement.
  • the hole expandability of the steel sheet is good, there is a limitation in increasing the tensile strength, and there is a problem in that defects such as cracks occur during press forming due to high yield strength and low ductility.
  • Patent Document 3 discloses a method of manufacturing a cold-rolled steel sheet that simultaneously obtains high strength and high ductility by utilizing a tempered martensite phase and has excellent plate shape after continuous annealing.
  • this technology has a problem in that the weldability is inferior because the carbon content in the steel is 0.2% or more, and a dent defect in the furnace occurs due to the large amount of Si.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2005-264176
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 2015-0073844
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-090432
  • One aspect of the present invention is to provide a steel sheet suitable for structural members of automobiles, etc., having high tensile strength of 590 MPa class, and excellent formability and work hardening rate (Nu).
  • the subject of the present invention is not limited to the above.
  • the subject of the present invention will be understood from the overall content of the present specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will have no difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • a steel sheet having excellent formability and work hardening rate satisfying the following Relational Equation 1, including bainite having an area fraction of 5 to 25% as a microstructure, retained austenite of 3% or more, and residual ferrite and martensite.
  • each element means weight content
  • TS means tensile strength (MPa).
  • Another aspect of the present invention comprises the steps of preparing a steel slab satisfying the above-described alloy composition; heating the steel slab in a temperature range of 1050 to 1300 °C; manufacturing a hot-rolled steel sheet by finishing hot rolling the heated steel slab above the Ar3 transformation point; winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 450 to 700°C; cooling at a cooling rate of 0.1° C./s or less to room temperature after the winding; manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling at a cold reduction ratio of 40% or more after cooling; continuous annealing of the cold-rolled steel sheet in a temperature range of Ac1+30°C to Ac3-30°C; performing step-by-step cooling after the continuous annealing; and maintaining for 30 seconds or more after the step-wise cooling,
  • the cumulative reduction ratio of Stands 1 and 2 is 25% or more, and the step-by-step cooling is performed at a cooling rate of 10° C./s or less (excluding 0° C./s) from 630 to 690° C. It characterized in that it comprises the step of secondary cooling to 350 ⁇ 450 °C after the primary cooling at a cooling rate of 5 °C / s or more, the method of manufacturing a steel sheet excellent in formability and work hardening rate satisfying the above relation 1 to provide.
  • the steel sheet of the present invention with improved formability can prevent machining defects such as cracks or wrinkles that occur during press forming, and thus has the effect of being suitably applied to parts for automobile structures with complex shapes that require great workability. have.
  • the inventors of the present invention have studied deeply in order to develop a material having a level of formability suitable for use in parts requiring processing into complex shapes among materials for automobiles.
  • the present invention obtains a composite structure in which the soft phase and the hard phase are properly dispersed by controlling the content of specific elements in the alloy component and optimizing the process conditions of the steel sheet manufactured through a series of processes, at this time bainite
  • bainite There is a feature of providing a steel sheet in which a fine retained austenite phase is uniformly distributed around the phase.
  • the steel sheet of the present invention has a high work hardening index at the initial stage of plastic deformation, so that the work hardening of the entire material can be uniformly progressed, so that it is possible to obtain the effect of increasing the work hardening index even in the late stage of plastic deformation.
  • the work hardening index increases in the entire strain rate section, stress and strain are relieved so as not to be concentrated on any one part of the material, so that the uniform elongation (UE) and the total elongation (TE) are improved together.
  • the steel sheet having excellent formability and work hardening rate according to an aspect of the present invention is, by weight, carbon (C): 0.10 to 0.16%, silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.4 ⁇ 2.2%, Chromium (Cr): 1.0% or less, Phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), Aluminum (sol.Al): 1 % or less (excluding 0%), nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%), and antimony (Sb): 0.05% or less (excluding 0%).
  • the content of each element is based on the weight, and the ratio of the tissue is based on the area.
  • Carbon (C) is an important element added to strengthen the transformation structure of steel. Such C promotes high strength of the steel and promotes the formation of martensite in the composite steel. As the C content increases, the amount of martensite in the steel increases.
  • the C may be included in an amount of 0.10 to 0.16%, and more advantageously, it may be included in an amount of 0.11% or more.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element, which promotes ferrite transformation and promotes martensite formation by promoting C concentration into untransformed austenite. In addition, it is effective in reducing the hardness difference between phases by increasing the strength of ferrite due to its good solid solution strengthening ability, and is a useful element for securing strength without reducing the ductility of the steel sheet.
  • the Si content it is preferable to control the Si content to 1.0% or less, and 0% is excluded. More preferably, it may be included in an amount of 0.2 to 1.0%.
  • Manganese (Mn) has the effect of preventing hot brittleness due to the generation of FeS by precipitating sulfur (S) in the steel as MnS while refining the particles without degrading the ductility.
  • the Mn is an element that strengthens steel, and at the same time serves to lower the critical cooling rate at which a martensite phase is obtained in the composite steel, so it is useful for more easily forming martensite.
  • Mn content is less than 1.4%, the above-described effect cannot be obtained, and there is a difficulty in securing a target level of strength.
  • content exceeds 2.2%, there is a high possibility of problems such as weldability and hot rolling properties, martensite is excessively formed and the material is unstable, and Mn-Band (Mn oxide band) is formed in the structure.
  • Mn-Band Mn oxide band
  • the Mn content it is preferable to control the Mn content to 1.4 to 2.2%. More advantageously, it may be included in an amount of 1.5 to 2.1%.
  • Chromium is an element added to improve the hardenability of steel and secure high strength. Such Cr is effective in forming martensite, and minimizes the decrease in elongation compared to the increase in strength, so it is advantageous in the manufacture of composite steel having high ductility.
  • Cr-based carbides such as Cr 23 C 6 are formed, and some of these carbides are dissolved in the annealing process and some remain undissolved. Controllable, the occurrence of elongation at the yield point (YP-El) is suppressed, and there is an advantageous effect in manufacturing a composite steel with a low yield ratio.
  • the content of Cr it is preferable to control the content of Cr to 1.0% or less, and even if the content is 0%, there is no difficulty in securing the target physical properties.
  • Phosphorus (P) is a substitution-type element having the greatest solid solution strengthening effect, and is an element advantageous in securing strength while improving in-plane anisotropy and not significantly reducing formability.
  • P Phosphorus
  • S Sulfur
  • S is an element that is unavoidably added as an impurity element in steel, and it inhibits ductility and weldability, so it is desirable to manage its content as low as possible.
  • S since S has a problem of increasing the possibility of generating red hot brittleness, it is preferable to control its content to 0.01% or less. However, 0% is excluded in consideration of the level that is unavoidably added during the manufacturing process.
  • Aluminum is an element added for grain size reduction and deoxidation of steel.
  • Si as a ferrite stabilizing element, it is an effective component to improve martensite hardenability by distributing carbon in ferrite to austenite, and effectively suppresses precipitation of carbides in bainite when maintained in the bainite region, thereby improving the ductility of the steel sheet. It is a useful element for improvement.
  • Al content it is preferable to control the Al content to 1.0% or less, and 0% is excluded. More advantageously, it may be included in an amount of 0.7% or less.
  • aluminum means acid-soluble aluminum (Sol.Al).
  • Nitrogen (N) is an effective element for stabilizing austenite, but when its content exceeds 0.01%, the steel refining cost rises sharply, and the risk of cracking during casting due to the formation of AlN precipitates greatly increases.
  • Antimony (Sb) is distributed at grain boundaries and serves to delay diffusion of oxidizing elements such as Mn, Si, and Al through grain boundaries. For this reason, there is an advantageous effect in suppressing the surface thickening of the oxide and suppressing the coarsening of the surface thickening due to a temperature rise and a change in the hot rolling process.
  • the Sb content it is preferable to control the Sb content to 0.05% or less, and 0% is excluded. More advantageously, it should be noted that the content may be 0.005% or more.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the steel sheet of the present invention does not contain titanium (Ti) and niobium (Nb).
  • Ti and Nb are contained in steel, the strength of ferrite is greatly increased, so when an external stress is applied, effective deformation of ferrite is limited, and as a result, there is a fear that the work hardening rate and uniform elongation are greatly impaired.
  • Ti and Nb are not included.
  • it is added at an impurity level during the steel manufacturing process, and in this case, the physical properties of the present invention are not impaired.
  • the content of each is 0.010% or less, it is revealed that the level is an impurity level. More advantageously, the content of each element may be 0.008% or less.
  • the relation between the contents of C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, and Ti in the steel and the tensile strength (YS) of the steel sheet satisfies the following relational expression (1).
  • YS tensile strength
  • the main purpose of the present invention is to improve formability and work hardening rate as well as high strength, and for this purpose, it is necessary to form an advantageous structure for securing the intended physical properties by optimizing the alloy composition and manufacturing conditions of the steel.
  • the present inventors have discovered that when the soft phase and the hard phase are uniformly distributed as a steel structure, the formability and work hardening rate can be improved.
  • the content of Ti and Nb which are elements that may impair the uniform elongation of steel, are reduced as much as possible, and the content of elements (C, Si, Al) beneficial to the formation of the bainite phase and the fine retained austenite phase (C, Si, Al) is increased. It is preferable to control the ratio with Mn and Cr which is advantageous for hardenability improvement.
  • the tissue structure and physical properties intended in the present invention can be advantageously obtained.
  • each element means weight content
  • TS means tensile strength (MPa).
  • the steel sheet of the present invention having the above-described alloy composition includes a soft phase and a hard phase as a microstructure, and is specifically composed of bainite having an area fraction of 5 to 25%, retained austenite of 3% or more, and the remainder of ferrite and martensite.
  • the steel sheet of the present invention contains a certain amount of Si and Al in the steel, whereby carbide precipitation is delayed during bainite transformation and carbon (C) is accumulated as untransformed austenite around bainite, so that the martensite transformation temperature is lowered to room temperature. As it is lowered to below, it is possible to secure the retained austenite phase at room temperature.
  • the bainite phase contributes to securing the strength of steel, and has an effect on securing the retained austenite phase of a certain fraction or more, so it is preferable to include it in 5 area% or more. That is, if the fraction of the bainite phase is 5 area% or more, C concentration in untransformed austenite is promoted to secure the retained austenite phase contributing to ductility at a target level of fraction. More advantageously, the bainite phase may include 10 area% or more. However, when the fraction exceeds 25%, there is a problem in that the ductility of the steel is lowered and it becomes difficult to improve the uniform elongation.
  • the steel sheet of the present invention contains the retained austenite phase in an area fraction of 3% or more, transformation-induced plasticity occurs during steel sheet forming, thereby having an advantageous effect in securing ductility. If the fraction of the retained austenite phase is excessive, the residual austenite phase tends to be vulnerable to liquid metal embrittlement (LME) during spot welding for assembling automobile parts.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the present invention has the effect of increasing the work hardening rate of the steel material by allowing the retained austenite phase to be mainly distributed around the bainite phase.
  • the present invention relates to the fact that the number of fine retained austenite phases present adjacent to the bainite phase, preferably the retained austenite phase having an average grain size of 2 ⁇ m or less, is 80% or more of the total number of retained austenite. desirable. That is, in the present invention, by distributing a certain fraction of the retained austenite phase around the bainite phase, it is possible to obtain the effect of uniformly progressing work hardening during plastic deformation.
  • the existence adjacent to the bainite phase means a region up to about 10 ⁇ m based on the grain boundaries of the bainite phase. At this time, it is revealed that the bainite phase does not exclude the crystal grains.
  • the steel sheet of the present invention may further include a martensite phase in addition to the above-described bainite phase as a hard phase, and may preferably include an area fraction of 10 to 30%.
  • the fraction of the martensite phase is less than 10%, the strength of the target level cannot be secured, whereas when the fraction exceeds 30%, the ductility of the steel is lowered and the uniform elongation cannot be improved.
  • the steel sheet of the present invention uniformly disperses the fine retained austenite phase around the bainite phase and forms a composite structure in which the ferrite phase and the martensite phase are formed in an appropriate proportion, so that the initial stage of plastic deformation (4 to 6%) Since the work hardening index is high in the material, it is possible to obtain the effect of increasing the work hardening index even in the late stage of plastic deformation (10% ⁇ Uniform Elongation%) by uniformly proceeding work hardening throughout the material.
  • the steel sheet of the present invention has a work hardening index (N1) measured in a 4 to 6% strain section, a work hardening index (N4) measured in a strain section 10% to Uniform Elongation (%), total elongation (TE), uniformity
  • N1 work hardening index measured in a 4 to 6% strain section
  • N4 work hardening index measured in a strain section 10% to Uniform Elongation (%)
  • TE total elongation
  • UE tensile strength
  • the steel sheet of the present invention may have a high tensile strength of 590 MPa or more.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may include a zinc-based plating layer on at least one surface.
  • the zinc-based plating layer is not particularly limited, but 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 desired steel sheet can be manufactured through [steel slab reheating - hot rolling - winding - cold rolling - continuous annealing - cooling], and then the process of [hot-dip galvanizing - (final) cooling] can be further performed.
  • This process is performed in order to smoothly perform the subsequent hot rolling process and sufficiently obtain the target physical properties of the steel sheet.
  • the process conditions of such a heating process there is no particular limitation on the process conditions of such a heating process, and any normal conditions may be sufficient.
  • the heating process may be performed in a temperature range of 1050 to 1300°C.
  • a hot-rolled steel sheet may be manufactured by finish hot rolling the steel slab heated according to the Ar3 transformation point or higher, and in this case, it is preferable that the outlet temperature satisfies Ar3 ⁇ Ar3+50°C.
  • exit temperature is less than Ar3 during the finish hot rolling, ferrite and austenite two-phase rolling is performed, which may cause material non-uniformity.
  • temperature exceeds Ar3+50°C, there is a risk that material non-uniformity may be caused by the formation of abnormal coarse grains due to high-temperature rolling, which causes coil distortion during subsequent cooling.
  • the finish hot rolling may be performed in a temperature range of 800 to 1000 °C.
  • the winding is preferably performed in a temperature range of 450 to 700 ° C. If the winding temperature is less than 450 ° C, martensite or bainite phase is excessively formed to cause an excessive increase in strength of the hot-rolled steel sheet, so that during subsequent cold rolling Problems such as shape defects due to the load may be caused. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700°C, surface thickening and internal oxidation of elements that reduce the wettability of hot-dip galvanizing such as Si and Mn in steel may become severe.
  • cooling means an average cooling rate.
  • the hot-rolled steel sheet wound according to the above can be cold-rolled to manufacture a cold-rolled steel sheet, and in this case, it can be performed at a cold rolling reduction ratio (accumulated reduction ratio) of 40% or more.
  • the present invention increases the energy stored in the steel by controlling the cumulative rolling reduction ratio of the initial stand, preferably the 1st and 2nd stands, to 25% or more during the cold rolling, so that the ferrite in the subsequent annealing process An effect of acting as a driving force to promote recrystallization can be obtained. For this reason, the effect of lowering the fraction of non-recrystallized ferrite in steel can be provided.
  • the cumulative reduction ratio of the initial stand 1 and 2 is less than 25%, or the cold reduction ratio to the final stand is less than 40%, it is difficult to secure the target thickness, as well as difficult to correct the shape of the steel sheet. there is a problem.
  • the cold rolling reduction to the final stand exceeds 90% during the cold rolling, cracks are highly likely to occur in the edge portion of the steel sheet, and there is a problem of bringing a cold rolling load.
  • the cold rolling may be performed using a rolling mill consisting of 5 or 6 stands, but it is noted that the present invention is not limited thereto.
  • the continuous annealing treatment may be performed, for example, in a continuous alloying hot-dip plating furnace.
  • the continuous annealing step is a process for forming ferrite and austenite phases simultaneously with recrystallization, and decomposing carbon.
  • the continuous annealing treatment is preferably performed in a temperature range of Ac1+30°C to Ac3-30°C, and more advantageously it can be performed in a temperature range of 770 to 830°C.
  • the cooling is performed at an average cooling rate of 10°C/s or less (excluding 0°C/s) from 630 to 690°C (cooling at this time is called primary cooling), and then 5°C to 350-450°C It is preferable to cool at an average cooling rate of /s or more (cooling at this time is called secondary cooling).
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be performed at 1° C./s or more in consideration of productivity.
  • the average cooling rate during the secondary cooling is less than 5 °C/s, there is a fear 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 may appropriately select it in consideration of the specifications of the cooling facility. As an 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 cooling rate at the time of secondary cooling may be faster than the cooling rate at the time of primary cooling.
  • the cooled temperature range After completing the step-by-step cooling as described above, it is preferable to maintain the cooled temperature range for at least 30 seconds.
  • a bainite phase may be formed by performing the maintenance process after the secondary cooling described above, and carbon may be concentrated on the untransformed austenite phase adjacent to the formed bainite phase. This is to form a fine retained austenite phase in a region adjacent to bainite after completing all subsequent processes.
  • the holding time is less than 30 seconds, the amount of carbon to be concentrated on the untransformed austenite is insufficient, and thus a target microstructure cannot be secured.
  • the time exceeds 200 seconds during the maintenance process, the bainite fraction becomes excessive, so there is a fear that it may not be possible to secure a certain fraction of the martensite phase as the final structure.
  • a hot-dip galvanized steel sheet by immersing the steel sheet in a hot-dip galvanizing bath after the stepwise cooling and maintenance process according to the above.
  • the hot-dip galvanizing may be performed under normal conditions, but may be performed, for example, in a temperature range of 430 to 490°C.
  • 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, or the like.
  • the Ms martensitic transformation initiation temperature
  • a cooling rate of 5°C/s or more it is possible to sufficiently form a fine retained austenite phase in a region adjacent to the bainite phase of the steel sheet (here, the steel sheet corresponds to the base material under the plating layer).
  • the upper limit of the cooling rate during the final cooling is not particularly limited, but it is noted that it can be performed at 100° C./s or less in consideration of the cooling equipment specifications.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is subjected to alloying heat treatment to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the alloying heat treatment process conditions are not particularly limited, and may be under normal conditions.
  • the alloying heat treatment process may be performed in a temperature range of 480 to 600°C.
  • the reduction ratio is preferably less than 1% (excluding 0%). If the reduction ratio is 1% or more, it is advantageous in terms of dislocation formation, but side effects such as plate breakage may be caused due to the limitation of facility capacity.
  • the steel sheet of the present invention manufactured as described above may include bainite having an area fraction of 5 to 25% and retained austenite, residual ferrite and martensite of 3% or more as a microstructure.
  • the number of retained austenite having an average grain size of 2 ⁇ m or less around the bainite phase may be formed to be 80% or more of the total number of retained austenite.
  • the relationship between specific alloying elements and tensile strength in the steel not only satisfies the above-mentioned Relation 1, but also mechanical properties satisfy Relation 2, thereby achieving improvement in formability and work hardening rate. .
  • each hot-rolled steel sheet was wound at 450 to 700°C and cooled to room temperature at a cooling rate of 0.1°C/s or less to manufacture a hot-rolled steel sheet.
  • each hot-rolled steel sheet was cold-rolled under the rolling conditions shown in Table 2 to prepare a cold-rolled steel sheet, followed by continuous annealing under the conditions shown in Table 2, followed by stepwise cooling (primary and secondary cooling) was done. After the secondary cooling was completed, the temperature was maintained for 30 to 200 seconds.
  • the tensile test for each test piece was conducted in the L direction using the DIN standard, and the work hardening rate (n) was measured in the 4 to 6% strain section and the work hardening rate value in the 10 to UE% strain section. .
  • the matrix structure was analyzed at the plate thickness of 1/4t of the continuously annealed steel sheet. Specifically, ferrite (F), bainite (B), martensite using FE-SEM, image analyzer, EBSD, and X-ray diffractor (XRD) after nitrate corrosion (martensite, M) and retained austenite (retained-austenite, RA) fractions were measured, and the occupancy ratio of retained austenite of a fine size (average grain size of 2 ⁇ m or less) existing within 10 ⁇ m of the bainite grain boundary was calculated. The number of retained austenite for calculating the occupancy ratio (R-A occupancy ratio, %) of fine retained austenite was performed by a point count method.
  • Inventive Steels 1 to 6 contain ferrite as the remainder of the microstructure except for B, M, and RA.
  • Comparative Steels 1 to 7 have the remaining structure of only ferrite or contain some pearlite in the ferrite. do.
  • the RA occupancy ratio is the ratio of the total number of retained austenite (R-At) to the number of fine retained austenite (RA*) with an average grain size of 2 ⁇ m or less within 10 ⁇ m of the bainite grain boundary (RA*/R) -At) is calculated and expressed as a percentage.
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • UE uniform elongation
  • TE total elongation
  • N1 and N4 work hardening indices at the corresponding strain
  • the unit of Relation 2 is MPa%.
  • Inventive Steels 1 to 6 which satisfy both the steel alloy composition system and the manufacturing conditions proposed in the present invention, have a high tensile strength of 590 MPa or more, and tensile strength as the intended microstructure is formed. Since the relationship between strength, elongation (UE, TE), and work hardening indices (N1, N4) (corresponding to Relation 2) is 14000 or more, target formability and work hardening rate can be secured.
  • Comparative Steels 1 to 7 in which one or more of the alloy composition system and manufacturing conditions of the steel do not satisfy the suggestions in the present invention, did not form the intended microstructure in the present invention, and, accordingly, the value of Relation 2 was less than 14000 It can be confirmed that formability and work hardening rate cannot be ensured.
  • TE 1 is a work hardening index (N1, N4), elongation (TE) according to the relationship between specific alloying elements (C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, Ti) and tensile strength of invention steel and comparative steel (corresponding to Relation 1); , UE) and tensile strength (TS) are shown by graphing changes in the relationship (corresponding to Relation 2).
  • Relation 2 As shown in FIG. 1 , it can be seen that when the relationship between C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, and Ti and the tensile strength is satisfied as 0.28 or more, the value of Relation 2 can be secured to 14000 or more.

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Abstract

본 발명은 자동차 구조부재용 등에 적합하게 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도를 가지면서 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

성형성 및 가공경화율이 우수한 강판
본 발명은 자동차 구조부재용 등에 적합하게 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도를 가지면서 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 자동차 산업에서 환경 및 안전의 규제가 점점 가혹화되고, 이산화탄소(CO2)의 배출 규제 역시 점차 심해지고 있으며, 이에 따른 연비 규제가 강화되고 있는 실정이다.
미국의 고속도로 안전보험협회는 탑승자 보호를 위한 충돌 안정성 규제를 점차 강화해 왔으며, 2013년부터는 25% small overlap과 같은 가혹한 충돌 성능을 요구하고 있다.
이러한 환경 및 안전 이슈를 해결할 수 있는 유일한 해결책은 자동차 경량화를 달성하는 것이다. 자동차의 경량화를 위해서는 강재의 고강도화가 필요하고, 고강도 강재를 적용하기 위해서는 높은 성형성도 함께 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.
한편, 석출강화형 고강도 강은 Cu, 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 쉽게 얻을 수 있다는 장점이 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정 온도가 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.
변태강화형 고강도 강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트 상을 형성시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase, DP)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용한 TRIP(Tranformation Induced Plasticity)강 또는 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러 강들이 개발되어 왔다.
최근 자동차용 강판은 연비 향상이나 내구성 향상 등을 위해 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 490MPa 이상의 고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 그 사용량이 증대하고 있다.
하지만, 소재의 강도가 점차 고강도화되면서 자동차 부품을 프레스 성형하는 과정에서 크랙(crack) 또는 주름 등의 결함이 발생하여, 복잡한 부품을 제조하는데에 한계에 이르고 있다.
이에, 고강도 강의 가공성을 향상시키기 위한 측면에서, 변태강화형 고강도 강 중 현재 가장 널리 사용되고 있는 DP 강의 균일연신율(UE)과 10% 이상의 변형구간에서의 가공경화율을 향상시킬 수 있다면, 프레스 성형시 발생하는 크랙 또는 주름과 같은 가공 결함을 방지함으로써, 복잡한 부품에 고강도 강의 적용을 확대시킬 수 있을 것으로 예측된다.
한편, 고장력 강판의 가공성을 향상시킨 종래의 기술로서, 특허문헌 1은 마르텐사이트 상을 주체로 하는 복합조직으로 이루어진 강판을 개시하며, 이러한 강판의 가공성을 향상시키기 위하여 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 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 있다. 또한, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.
다른 예로서, 특허문헌 2는 페라이트(ferrite)를 기지조직으로 하여, 펄라이트(pearlite) 상을 2~10면적%로 포함하는 미세조직을 가지며, 석출강화형 원소인 Ti 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.
또 다른 예로서, 특허문헌 3은 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.
(특허문헌 1) 일본공개특허공보 제2005-264176호
(특허문헌 2) 한국공개특허공보 제2015-0073844호
(특허문헌 3) 일본공개특허공보 제2010-090432호
본 발명의 일 측면은, 자동차 구조부재용 등으로 적합한 강판으로서, 인장강도 590MPa급의 고강도를 가지면서, 성형성 및 가공경화율(Nu)이 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): 0.10~0.16%, 실리콘(Si): 1.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.4~2.2%, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 5~25%의 베이나이트, 3% 이상의 잔류 오스테나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판을 제공한다.
[관계식 1]
{(C+Si+Al)/((10×(C+Ti+Nb))+(2×Si)+Mn+Cr)/(TS)}×1000 ≥ 0.28
(관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미하며, TS는 인장강도(MPa)를 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 450~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 상온까지 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 40% 이상의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3-30℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔 후 단계적 냉각을 행하는 단계; 및 상기 단계적 냉각 후 30초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
상기 냉간압연시 1~2번 스탠드의 누적 압하율이 25% 이상이고, 상기 단계적 냉각은 630~690℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계 및 상기 1차 냉각 후 350~450℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하며, 상기 관계식 1을 만족하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 강의 합금성분계 및 제조조건을 최적화함에 의해 고강도를 가지면서도, 성형성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
이와 같이, 성형성이 향상된 본 발명의 강판은 프레스 성형시 발생하는 크랙 또는 주름 등의 가공 결함을 방지할 수 있어, 가공성을 크게 요구하는 복잡한 형상의 자동차 구조용 부품 등에 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 강 중 특정 원소들과 인장강도와의 관계(관계식 1에 해당)에 따른 가공경화지수(N1, N4), 연신율(TE, UE) 및 인장강도(TS) 간의 관계(관계식 2에 해당)의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 자동차용 소재 중 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 사용할 수 있는 수준의 성형성을 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.
특히, 본 발명은 합금성분 중 특정 원소들의 함량을 제어하고, 일련의 공정을 거쳐 제조되는 강판의 공정조건을 최적화함에 의해, 연질상 및 경질상을 적절히 분산시킨 복합조직을 얻으면서, 이때 베이나이트 상 주변에 미세한 잔류 오스테나이트 상이 균일하게 분포된 강판을 제공하는 특징이 있다.
이러한 본 발명의 강판은 소성변형 초기단계에서의 가공경화지수가 높아, 소재 전체로의 가공경화를 균일하게 진행시킬 수 있어, 소성변형 후기단계에서도 가공경화지수를 높이는 효과를 얻을 수 있다. 이와 같이, 변형률 전 구간에서 가공경화지수가 증가함으로써, 응력 및 변형이 소재의 어느 한 부분에 집중되지 않도록 완화됨으로써, 균일연신율(UE) 및 총연신율(TE)이 함께 향상됨에 기술적 의의가 있다 할 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.16%, 실리콘(Si): 1.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.4~2.2%, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 1% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외)를 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): 0.10~0.16%
탄소(C)는 강의 변태조직 강화를 위해 첨가하는 중요한 원소이다. 이러한 C는 강의 고강도화를 도모하고, 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 상기 C 함량이 증가할수록 강 중 마르텐사이트 양이 증가하게 된다.
그런데, 이러한 C의 함량이 0.16%를 초과하게 되면 강 중 마르텐사이트 양의 증가로 강도는 높아지나, 상대적으로 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 증가하게 된다. 이러한 강도 차이는 응력 부가시 상(phase)간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하기 때문에 연성과 가공경화율이 저하하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 고객사 부품 가공시 용접결함이 발생하는 문제가 있다. 반면, 상기 C의 함량이 0.10% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어려우며, 높은 균일연신율을 얻는 데에 유리한 소량의 잔류 오스테나이트 상을 확보하기 곤란해지는 문제가 있다.
따라서, 상기 C는 0.10~0.16%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.11% 이상으로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 1.0% 이하(0% 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 변태를 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 또한, 고용 강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높여 상(phase)간 경도차를 줄이는데 효과적이며, 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보하는 데에 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질이 열위하고, 화성처리성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다. 보다 바람직하게는 0.2~1.0%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.4~2.2%
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 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하므로 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시키는데 유용하다.
이러한 Mn의 함량이 1.4% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도를 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 2.2%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, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 1.4~2.2%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 1.5~2.1%로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 1.0% 이하
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도 확보를 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Cr은 마르텐사이트 형성에 유효하고, 강도 상승 대비 연신율의 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 발생이 억제되고 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 효과가 있다.
하지만, 상기 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열위하는 문제가 있다. 또한, Cr계 탄화물의 분율이 높아지고 조대화됨에 따라, 소둔 후 마르텐사이트의 크기가 조대화됨으로써 연신율 저하를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 그 함량이 0% 이더라도 목표로 하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
인(P): 0.1% 이하(0% 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, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.1% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.01% 이하(0% 제외)
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이고, 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 제외한다.
알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 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 성분이며, 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 강판의 연성을 향상시키는 데에 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, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 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% 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, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 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 억제하는 데에 유리한 효과가 있다.
이러한 Sb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용이 상승하고 가공성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Sb의 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.005% 이상으로 함유할 수 있음을 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.
한편, 본 발명의 강판은 티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)을 포함하지 아니한다. 강 중에 Ti, Nb이 함유되면 페라이트의 강도를 크게 증가시키므로, 외부에서 응력이 가해졌을 때 효과적인 페라이트의 변형을 제한하며, 그 결과 가공경화율과 균일연신율을 크게 저해할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti과 Nb을 포함하지 아니한다. 다만, 강 제조 과정에서 불순물 수준으로 첨가될 가능성이 있으며, 이 경우 본 발명의 물성을 해치지는 아니한다. 구체적으로, 각각의 함량이 0.010% 이하라면 불순물 수준임을 밝혀둔다. 보다 더 유리하게는 상기 각 원소의 함량이 0.008% 이하일 수 있다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 강 내 C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, Ti의 함량과 강판 인장강도(YS)와의 관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 여기서, 강 내(강 내부)라 하면, 강판의 두께 방향 1/4t 지점(t는 강판의 두께(mm)를 의미함)을 의미한다.
본 발명은 고강도와 더불어 성형성 및 가공경화율을 향상시키고자 함을 주 목적으로 하며, 이를 위해서는 강의 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 의도하는 물성 확보에 유리한 조직을 형성할 필요가 있다.
후술하여 구체적으로 설명하겠지만, 본 발명자들은 강 조직으로서 연질상과 경질상을 균일하게 분포시킬 경우, 성형성과 가공경화율의 향상을 도모할 수 있음을 발견하였다.
이를 위해서는 강의 균일연신율을 저해할 우려가 있는 원소들인 Ti과 Nb은 그 함량을 최대한 낮추고, 베이나이트 상과 미세한 잔류 오스테나이트 상의 형성에 유리한 원소들(C, Si, Al)의 함량을 높이면서, 경화능 향상에 유리한 Mn 및 Cr과의 비율을 제어하는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 하기 관계식 1로 나타내는 성분관계식의 값을 0.28 이상으로 확보함으로써, 본 발명에서 의도하는 조직 구성과 물성을 유리하게 얻을 수 있다.
만일, 하기 관계식 1의 값이 0.28 미만이면 목표로 하는 조직 구성을 확보할 수 없게 된다.
[관계식 1]
{(C+Si+Al)/((10×(C+Ti+Nb))+(2×Si)+Mn+Cr)/(TS)}×1000 ≥ 0.28
(관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미하며, TS는 인장강도(MPa)를 의미한다.)
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 연질상과 경질상을 균질하게 포함하며, 구체적으로 면적분율 5~25%의 베이나이트, 3% 이상의 잔류오스테나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 구성될 수 있다.
본 발명의 강판은 강 중에 일정량의 Si과 Al을 함유하는데, 이에 의해 베이나이트 변태시 탄화물 석출이 지연되어 베이나이트 주변에 미변태 오스테나이트로 탄소(C)를 축적시킴으로써, 마르텐사이트 변태 온도가 상온 이하로 낮아지면서 상온에서 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 있다.
상기 베이나이트 상은 강의 강도 확보에 기여하며, 일정 분율 이상의 잔류 오스테나이트 상 확보에 영향을 미치므로, 5면적% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 즉, 상기 베이나이트 상의 분율이 5면적% 이상이면 미변태 오스테나이트 내에 C 농축을 조장하여 연성에 기여하는 잔류 오스테나이트 상을 목표 수준의 분율로 확보할 수 있다. 보다 유리하게 상기 베이나이트 상은 10면적% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 분율이 25%를 초과하게 되면 강의 연성이 저하되어 균일연신율의 향상을 도모하기 어려워지는 문제가 있다.
더불어, 본 발명의 강판은 상기 잔류 오스테나이트 상을 면적분율 3% 이상으로 포함함으로써 강판 성형시 변태유기소성을 일으켜 연성 확보에 유리한 효과가 있다. 이러한 잔류 오스테나이트 상의 분율이 과도하면 자동차 부품 조립을 위한 점 용접시 액체금속취성(LME)에 취약한 경향이 있으므로, 이를 고려하여 상기 잔류 오스테나이트 상은 10% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
특히, 본 발명은 상기 잔류 오스테나이트 상이 베이나이트 상 주변에 주로 분포되도록 함으로써 강재의 가공경화율을 높이는 효과가 있다.
구체적으로, 본 발명은 상기 베이나이트 상에 인접하여 존재하는 미세 잔류 오스테나이트 상, 바람직하게 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트 상의 개수가 전체 잔류 오스테나이트 총 개수의 80% 이상으로 분포하는 것이 바람직하다. 즉, 본 발명은 일정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 베이나이트 상 주변에 주로 분포시킴으로써 소성변형시 가공경화를 균일하게 진행시키는 효과를 얻을 수 있다.
여기서, 베이나이트 상에 인접하여 존재한다는 것은 상기 베이나이트 상의 결정립계를 기준으로 대략 10㎛ 까지의 영역을 의미한다. 이때, 상기 베이나이트 상의 결정립내를 배제하는 것은 아님을 밝혀둔다.
한편, 본 발명의 강판은 경질상으로 상술한 베이나이트 상 외에 마르텐사이트 상을 더 포함할 수 있으며, 바람직하게 면적분율 10~30%로 포함할 수 있다.
상기 마르텐사이트 상의 분율이 10% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없으며, 반면 그 분율이 30%를 초과하게 되면 강의 연성이 저하되어 균일연신율의 향상을 도모할 수 없게 된다.
이와 같이, 본 발명의 강판은 베이나이트 상 주변에 미세한 잔류 오스테나이트 상을 균일하게 분산시키면서, 페라이트 상과 마르텐사이트 상이 적정분율로 형성된 복합조직을 형성함으로써, 소성변형 초기단계(4~6%)에서의 가공경화지수가 높아 소재 전체로의 가공경화를 균일하게 진행시킴으로써 소성변형 후기 단계(10%~Uniform Elongation%)에서도 가공경화지수를 증가시키는 효과를 얻을 수 있다.
특별히, 본 발명의 강판은 4~6% 변형구간에서 측정한 가공경화지수(N1), 변형구간 10%~Uniform Elongation(%)에서 측정한 가공경화지수(N4), 총연신율(TE), 균일연신율(UE) 및 인장강도(TS)의 관계가 하기 관계식 2를 만족할 수 있다.
더불어, 본 발명의 강판은 인장강도 590MPa 이상의 고강도를 가질 수 있다.
[관계식 2]
(TS×TE×UE×N1×N4) ≥ 14000
(여기서, 단위는 MPa% 이다.)
본 발명의 고강도 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 측면인 본 발명에서 제공하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 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 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다.
본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 가열 공정의 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1050~1300℃의 온도 범위에서 가열 공정을 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 권취하는 것이 바람직하다.
상기 권취는 450~700℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 권취온도가 450℃ 미만이면 마르텐사이트 또는 베이나이트 상이 과다하게 형성되어 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써, 이후의 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하는 경우, 강 중 Si, Mn 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 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 40% 이상의 냉간압하율(누적압하율)로 행할 수 있다.
특히, 본 발명은 상기 냉간압연시 초기 스탠드, 바람직하게 1~2번 스탠드의 누적 압하율을 25% 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 1~2번 스탠드의 누적압하율이 25% 미만이거나, 최종 스탠드까지의 냉간압하율이 40% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 강판의 형상교정이 어려워지는 문제가 있다. 상기 냉간압연시 최종 스탠드까지의 냉간압하율이 90%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 가져오는 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 770~830℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 연속 소둔시 그 온도가 Ac3-30℃ 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 Ac1+30℃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 등의 용융아연도금 젖음성을 저해하는 원소들에 의한 표면농화가 심해져 도금 표면 품질이 저하될 우려가 있다.
[단계적 냉각]
상기한 바에 따라 연속 소둔 처리된 냉연강판을 단계적으로 냉각하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 냉각은 630~690℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 1차 냉각이라 칭함)한 다음, 350~450℃까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 2차 냉각이라 칭함)하는 것이 바람직하다.
1차 냉각
상기 1차 냉각시 종료온도가 630℃ 미만인 경우 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아져 항복비가 증가하며, 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 반면, 종료온도가 690℃를 초과할 경우 탄소의 확산 측면에서는 유리하나, 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, 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 행하는 것이 바람직한데, 이때 냉각종료온도와 냉각속도를 제어함으로써 목표로 하는 미세조직을 형성하도록 유도할 수 있다.
상기 2차 냉각시 종료온도가 350℃ 미만이거나 450℃를 초과하게 되면 베이나이트 상을 충분히 형성할 수 없게 되어, 베이나이트 상 주변에 분포하는 미세 잔류 오스테나이트 상을 충분히 확보할 수 없게 된다. 이로 인해, 강 내 각 상(phase)들의 균일한 분산효과를 얻을 수 없어, 가공성의 향상이 어려워진다.
또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/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.
한편, 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 30초 이상 유지하는 것이 바람직하다.
전술한 2차 냉각 후 유지 공정을 행함으로써 베이나이트 상을 형성하고, 형성된 베이나이트 상에 인접해 있는 미변태 오스테나이트 상에 탄소를 농축시킬 수 있다. 이는, 후속하는 공정들을 모두 완료한 후 베이나이트에 인접한 영역에 미세한 잔류 오스테나이트 상을 형성시키고자 하는 것이다.
이때, 유지 시간이 30초 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 일정 분율의 마르텐사이트 상을 확보하지 못하게 될 우려가 있다.
[용융아연도금]
상기에 따라 단계적 냉각 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.
[최종 냉각]
상기 용융아연도금을 완료한 후에는 Ms(마르텐사이트 변태 개시온도)-100℃ 이하까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이 과정에서 강판(여기서 강판은 도금층 하부의 모재에 해당한다)의 베이나이트 상에 인접한 영역에서 미세한 잔류 오스테나이트 상을 충분히 형성할 수 있다.
상기 냉각시 그 종료온도가 Ms-100℃를 초과하게 되면 미세 마르텐사이트 상과 적정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 충분히 확보할 수 없게 되며, 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 너무 느린 냉각속도로 인해 마르텐사이트 분율이 낮아져 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 상기 최종 냉각시 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지는 아니하나, 냉각 설비 사양을 고려하여 100℃/s 이하로 행할 수 있음을 밝혀둔다.
상기 냉각시 상온까지 냉각하여도 목표로 하는 조직의 확보에는 문제없으며, 여기서 상온은 10~35℃ 정도로 나타낼 수 있다.
필요에 따라, 최종 냉각 전, 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.
나아가, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 강 내 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 5~25%의 베이나이트와 3% 이상의 잔류 오스테나이트, 잔부 페라이트 및 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 이때, 상기 베이나이트 상 주변에 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트의 개수가 전체 잔류 오스테나이트 총 개수의 80% 이상으로 형성될 수 있다.
이러한 본 발명의 강판은 강 내 특정 합금원소들과 인장강도와의 관계가 상술한 관계식 1을 만족할 뿐만 아니라, 기계적 물성이 관계식 2를 만족함으로써, 성형성 및 가공경화율의 향상을 달성할 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 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열한 다음, Ar3+50℃~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하였다. 이후, 각각의 열간압연된 강판을 450~700℃에서 권취한 후 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하여 열연강판을 제조하였다.
이 후, 각각의 열연강판을 하기 표 2에 나타낸 압연 조건으로 냉간압연하여 냉연강판을 제조한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속소둔 처리한 후, 단계적 냉각(1차 및 2차 냉각)을 행하였다. 2차 냉각이 완료된 후, 그 온도에서 30~200초간 유지하였다.
그 후, 430~490℃의 용융아연도금욕에서 아연도금처리한 다음, 상온으로 최종 냉각한 후, 1% 미만으로 조질압연하여 용융 아연계 도금강판을 제조하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 특성 을 평가한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 DIN 규격을 이용하여 L방향으로 실시하였으며, 가공경화율(n)은 변형율 4~6% 구간 및 변형율 10~UE% 구간에서의 가공경화율 값을 측정하였다.
또한, 미세조직 분율은 연속소둔 처리된 강판의 판 두께 1/4t 지점에서 기지조직을 분석하였다. 구체적으로, 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer), EBSD, XRD(X-ray diffractor)를 이용하여 페라이트(ferrite, F), 베이나이트(bainite, B), 마르텐사이트(martensite, M), 잔류 오스테나이트(retained-austenite, R-A)의 분율을 측정하고, 베이나이트 결정립계 10㎛ 내에 존재하는 미세 크기(평균 결정립 크기 2㎛ 이하)의 잔류 오스테나이트의 점유비를 계산하였다. 미세 잔류 오스테나이트의 점유비(R-A 점유비, %)를 계산하기 위한 잔류 오스테나이트의 개수는 포인트 카운트(point count)법으로 실시하였다.
구분 합금조성 (중량%)
C Si Mn P S Sol.Al Cr B Ti Nb N Sb
발명강 1 0.12 0.5 1.9 0.01 0.003 0.2 0.2 0 0 0 0.007 0.03
발명강 2 0.12 0.7 1.9 0.009 0.002 0.025 0 0 0 0 0.006 0.03
발명강 3 0.12 0.7 1.6 0.01 0.003 0.025 0.2 0 0 0 0.007 0.03
발명강 4 0.14 0.7 1.7 0.01 0.003 0.025 0 0 0 0 0.005 0.03
발명강 5 0.12 0.5 1.9 0.008 0.002 0.4 0.5 0 0 0 0.006 0.03
발명강 6 0.12 0.5 1.9 0.009 0.003 0.2 0 0 0 0 0.006 0.03
비교강 1 0.12 0.7 1.9 0.01 0.003 0.025 0.2 0 0 0.02 0.007 0.03
비교강 2 0.12 0.7 1.9 0.01 0.002 0.025 0.2 0 0 0 0.007 0.03
비교강 3 0.12 0.7 1.9 0.009 0.002 0.025 0 0.0015 0.015 0 0.005 0.03
비교강 4 0.14 0.7 1.9 0.01 0.003 0.025 0 0 0 0 0.006 0
비교강 5 0.12 0.5 1.9 0.01 0.003 0.025 0 0 0 0 0.007 0.02
비교강 6 0.12 0.7 1.6 0.009 0.002 0.025 0.2 0 0.015 0.02 0.006 0
비교강 7 0.12 0.7 1.9 0.008 0.003 0.2 0.5 0 0 0 0.005 0
구분 냉간압연 연속소둔 최종
냉각속도
(℃/s)
총
냉간압하율
(%)		 1~2스탠드
누적 압하율
(%)		 소둔
온도
(℃)		 1차 냉각
종료온도
(℃)		 1차
냉각속도
(℃/s)		 2차 냉각
종료온도
(℃)		 2차
냉각속도
(℃/s)
발명강 1 65 ≥25 820 630 5 390 25 5
발명강 2 60 ≥25 800 680 5 400 12 10
발명강 3 70 ≥25 830 680 4 420 20 5
발명강 4 65 ≥25 780 650 5 400 25 5
발명강 5 65 ≥25 800 680 4 380 30 5
발명강 6 70 ≥25 820 670 5 420 20 7
비교강 1 65 ≥25 830 630 5 540 30 8
비교강 2 60 ≥25 850 695 5 420 27 8
비교강 3 70 < 25 820 680 4 350 28 8
비교강 4 32 ≥25 830 650 5 400 25 5
비교강 5 65 < 25 760 680 5 560 18 7
비교강 6 28 ≥25 800 680 4 400 15 10
비교강 7 45 ≥25 780 670 5 400 15 10
구분 미세조직(면적%) 기계적 물성 관계
식1		 관계
식2
B M R-A R-A
점유비		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 TE
(%)		 UE
(%)		 N1
(4~6%)		 N4
(10~UE%)
발명강 1 18 12 5 93 344 661 26.4 18.9 0.270 0.202 0.29 17988
발명강 2 13 14 3 86 370 639 28.4 18.3 0.248 0.186 0.29 15319
발명강 3 21 11 6 98 333 636 29.0 19.2 0.266 0.196 0.30 18463
발명강 4 16 13 4 91 385 635 29.2 18.4 0.261 0.185 0.30 16474
발명강 5 22 10 6 95 315 699 26.0 18.1 0.280 0.198 0.32 18237
발명강 6 17 12 4 92 363 607 29.2 18.5 0.270 0.190 0.33 16821
비교강 1 3 35 0 0 431 734 21.0 17.4 0.240 0.163 0.23 10492
비교강 2 8 30 1 65 344 719 22.0 17.8 0.250 0.171 0.25 12037
비교강 3 7 32 0 0 380 697 23.1 16.6 0.247 0.175 0.26 11553
비교강 4 7 22 0 0 371 688 23.4 17.4 0.246 0.171 0.27 11784
비교강 5 5 9 0 0 371 598 27.2 16.2 0.224 0.179 0.26 10565
비교강 6 9 15 2 69 418 659 26.1 16.2 0.259 0.177 0.27 12774
비교강 7 8 35 1 60 316 738 21.3 17.0 0.251 0.174 0.28 11671
(표 3에서 발명강 1 내지 6은 미세조직 중 B, M, R-A를 제외한 잔부 조직으로 페라이트를 포함한다. 한편, 비교강 1 내지 7은 잔부 조직이 페라이트로만 이루어지거나, 페라이트에 일부 펄라이트를 포함한다.
또한, 표 3에서 R-A 점유비는 전체 잔류 오스테나이트 개수(R-At) 대비 베이나이트 결정립계 기준 10㎛ 이내에 존재하는 평균 입도 2㎛ 이하인 미세 잔류 오스테나이트의 개수(R-A*)의 비(R-A*/R-At)를 백분율로 계산하여 나타낸 것이다.
그리고, 표 3에서 YS는 항복강도, TS는 인장강도, UE는 균일연신율, TE는 총연신율, N1 및 N4는 해당 변형율에서의 가공경화지수를 의미하며, 관계식 2의 단위는 MPa% 이다.)
표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 합금성분계 및 제조조건이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명강 1 내지 6은 의도하는 미세조직이 형성됨에 따라, 인장강도 590MPa 이상의 고강도를 가지면서, 인장강도, 연신율(UE, TE) 및 가공경화지수(N1, N4)의 관계(관계식 2에 해당)가 14000 이상으로 확보됨으로써, 목표로 하는 성형성 및 가공경화율을 확보할 수 있다.
반면, 강의 합금성분계 및 제조조건 중 하나 이상의 조건이 본 발명에서 제안하는 바를 만족하지 못하는 비교강 1 내지 7은 본 발명에서 의도하는 미세조직이 형성되지 못하였으며, 이에 따라 관계식 2의 값이 14000 미만으로 확보됨에 따라 성형성 및 가공경화율을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
도 1은 발명강과 비교강의 특정 합금원소(C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, Ti)와 인장강도의 관계(관계식 1에 해당)에 따른 가공경화지수(N1, N4), 연신율(TE, UE) 및 인장강도(TS) 간의 관계(관계식 2에 해당)의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, Ti과 인장강도와의 관계가 0.28 이상으로 만족할 때 관계식 2의 값을 14000 이상으로 확보할 수 있음을 알 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.16%, 실리콘(Si): 1.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.4~2.2%, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 면적분율 5~25%의 베이나이트, 3% 이상의 잔류 오스테나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하며,
    하기 관계식 1을 만족하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판.
    [관계식 1]
    {(C+Si+Al)/((10×(C+Ti+Nb))+(2×Si)+Mn+Cr)/(TS)}×1000 ≥ 0.28
    (관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미하며, TS는 인장강도(MPa)를 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 베이나이트 상에 인접하여 존재하는 평균 결정립 크기 2㎛ 이하의 잔류 오스테나이트의 개수가 전체 잔류 오스테나이트 총 개수의 80% 이상인 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 상은 면적분율 10~30%로 포함하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 590MPa 이상의 인장강도를 갖고,
    변형구간 4~6%에서 측정한 가공경화지수(N1), 변형구간 10~Uniform Elongation(%)에서 측정한 가공경화지수(N4), 인장강도(TS), 총 연신율(TE) 및 균일연신율(UE)의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판.
    [관계식 2]
    (TS×TE×UE×N1×N4) ≥ 14000
    (여기서, 단위는 MPa% 이다.)
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.16%, 실리콘(Si): 1.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.4~2.2%, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 450~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 상온까지 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 40% 이상의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3-30℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔 후 단계적 냉각을 행하는 단계; 및
    상기 단계적 냉각 후 30초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
    상기 냉간압연시 1~2번 스탠드의 누적 압하율이 25% 이상이고,
    상기 단계적 냉각은 630~690℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계 및 상기 1차 냉각 후 350~450℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하며,
    하기 관계식 1을 만족하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    {(C+Si+Al)/((10×(C+Ti+Nb))+(2×Si)+Mn+Cr)/(TS)}×1000 ≥ 0.28
    (관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미하며, TS는 인장강도(MPa)를 의미한다.)
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃를 만족하는 것인 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 2차 냉각은 수소(H2) Gas를 이용하는 수소냉각설비에서 행하는 것인 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
  9. 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 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 용융아연도금 후 최종 냉각을 행하기 전 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
  11. 제 9항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후 1% 미만의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
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