KR101024800B1

KR101024800B1 - 도금성과 가공성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101024800B1
Application number: KR1020080084684A
Authority: KR
Inventors: 한성경; 백선필; 김성주
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2008-08-28
Filing date: 2008-08-28
Publication date: 2011-03-24
Anticipated expiration: 2028-08-28
Also published as: KR20100025928A

Abstract

본 발명은 도금성과 가공성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 중량 %로 탄소(C) 0.15~0.25%, 실리콘(Si) 0.10~0.50%, 망간(Mn) 1.50~2.50%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00%, 니오븀(Nb) 0 초과 0.10% 이하, 티타늄(Ti) 0 초과 0.10% 이하, 바나듐(V) 0 초과 0.10% 이하, 니켈(Ni) 0 초과 0.50% 이하, 인(P) 0 초과 0.10% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.50% 이하, 황(S) 0 초과 0.02% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 합금조성을 가지며, 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 3상조직을 갖는다. 본 발명은 780~1180MPa의 인장강도를 가지는 초고강도와 15%이상의 연신율 및 도금성이 확보되는 강판의 제조가 가능하므로 복잡한 부품형상의 가공이 용이하고 종래의 440~590MPa 고강도 강판을 대체하여 사용이 가능하므로 고강도를 통한 자동차 총 중량감소 및 연비 효율 상승을 기대할 수 있는 이점이 있다.

강판, 초고강도. 도금성, 가공성

Description

도금성과 가공성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법{High strength hot- dip galvanized steel sheet having excellent formability and galvanizing property, and method for producing the same}

본 발명은 초고강도 용융아연도금강판및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 도금성과 가공성이 우수한 780~1180MPa급 자동차 구조부재용 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

철강업계 및 자동차 업계는 환경오염과 고강도, 경량화에 집중되고 있으며, 강화되고 있는 안전 및 환경규제에 대한 법규를 만족시키기 위해 차체 강성을 증대시키고 연비 효율을 향상시키기 위한 노력을 하고 있다.

특히, 최근 자동차업계에서는 자동차의 디자인이 복잡해지고 소비자들의 욕구가 다양화됨에 따라 고강도이면서 도금성과 가공성 및 성형성이 우수한 강을 요구하고 있다.

그 예로, 자동차 차체 등 구조부재에는 변태유기소성(TRIP : TRansformation Induced Plasticity)강, 2상 조직(DP : Dual Phase)강, 복합조직(CP : Complex Phase)강 등을 이용한 고강도 강판이 사용되고 있다.

이 강들은 멤버류, 필라류, 범퍼보강재 등 차량 충돌시 높은 에너지 흡수능이 요구되는 부품에 주로 적용되며 롤포밍을 이용해 가공하기 때문에 굽힘가공성 등 높은 연신율을 필요로 하고 차체 부식을 방지하기 위하여 용융아연도금을 필수로 요구하고 있다.

2상 조직강과 복합조직강은 기본조직인 페라이트, 펄라이트 외에 고온상인 오스테나이트 급랭시 얻어지는 마르텐사이트, 베이나이트 등 각 상들의 면적분율을 조절하여 최적화하고, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 등 미량의 합금원소를 첨가해 만든 석출상 등을 이용하여 인장강도와 항복강도를 확보한다.

하지만 이러한 강들은 강도증가를 위해 마르텐사이트나 석출물의 면적분율을 증가시키면 강도는 증가하나 페라이트 면적분율이 감소하여 연성이 저하되므로 프레스 성형과 같은 복잡한 형상의 가공이 필요한 부품류엔 적용이 어렵다.

이에 따라, 압연과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각 속도와 냉각 종료 온도 등을 제어하여 상온에서 오스테나이트를 일부 잔류시키고, 상기 잔류오스테나이트가 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하도록 하여 응력집중을 완화시킴으로서 연성을 증가시킨 변태유기소성강이 주로 적용된다.

변형유기소성(TRIP)강은 2상 조직강과 복합조직강에 비하여 연성이 5~10% 정도 더 높기 때문에 복잡한 부품형상 가공에 유리하고 충격에너지 흡수능 또한 높은 장점을 가진다.

하지만 변형유기소성(TRIP)강의 경우 강도 및 성형성을 개선시키기 위하여 여러 합금원소들을 소재 내에 첨가하게 되는데 이러한 첨가원소들이 소재의 표면층 에 농화되어 모재인 철(Fe)과 도금원소인 아연(Zn)의 반응에 많은 영향을 미치게 된다.

특히, 기존 개발된 변태유기소성강들은 초고강도를 확보하기 위해 망간(Mn), 실리콘(Si), 탄소(C) 함량을 급격히 증가시키고, 석출상 생성을 위하여 합금원소를 다량 첨가하게 되는데, 그에 따라 강도는 증가하나 소재 표면에 Si계 산화물(Mn₂SiO₄ 등)이 형성되어 미도금층이 발생되므로 용융도금이 절대적으로 불리하게 된다.

따라서 C, Si, Mn의 함량을 저감하고 대신 핫 프레스 포밍 제조공정을 이용하여 초고강도와 성형성을 만족시키려는 시도가 있었다. 그러나 이 방법 또한 용융아연도금이 불가하여 새로운 도금법을 개발해야 하고, 고가의 핫 프레스 포밍 장비를 신규 투자해야 하는 어려움이 존재한다.

이와 같이, 변태유기소성강을 이용한 초고강도 강판의 개발은 열역학적으로나 금속학적으로 많은 인자를 내포하고 있어 개발에 따른 연구기간과 투자가 많이 소요된다. 따라서 자동차의 요구특성을 만족하기 위해서는 조속한 연구가 필요하다.

이를 위하여, 한국특허 10-2005-0032721에서는 실리콘을 0.6%이상 첨가하여 강판의 강도를 증가시키고 최종조직에서 일정한 페라이트가 형성되도록 하는 120kg급 강도의 변태유기소성강으로 일반 냉연강판을 제조하는 방법을 제시하고 있다. 그러나 상기 방법은 용융도금 표면처리가 어려워 전기아연도금(EG:Electro Galvanized)하므로 제조비가 용융도금재에 비해 원가가 상승되는 문제점이 있다.

또한, 한국특허 10-2005-0032721에서는 실리콘을 0.75% 이상, 망간을 4~7% 첨가하여 잔류 오스테나이트를 확보하는 120kg급 강도의 변태유기소성강으로 역시 일반 냉연강판을 제조하는 방법을 제시하고 있다. 하지만 이 방법 역시 용융도금 표면처리가 어려운 문제점이 있다.

그리고, 일본특허 10-2005-7013049에서는 실리콘과 알루미늄을 함유하면서도 용융도금 표면처리를 위해 니켈이 Ni≥1/5×Si(5)+1/10×Al(%)의 조업조건을 만족하도록 제어하여 강도와 도금성능을 개선하는 방법이 제시되어 있다. 그러나 고가인 니켈의 함량 증가가 제조원가의 상승으로 이어져 상업적 생산이 불가능해지는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 도금성과 가공성을 향상시키면서도 용융아연도금성이 우수한 780~1180MPa 이상의 인장강도와 높은 연신율을 만족시킬 수 있도록 한 도금성과 가공성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 중량 %로 탄소(C) 0.15~0.25%, 실리콘(Si) 0.10~0.50%, 망간(Mn) 1.50~2.50%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00%, 니오븀(Nb) 0 초과 0.10% 이하, 티타늄(Ti) 0 초과 0.10% 이하, 바나듐(V) 0 초과 0.10% 이하, 니켈(Ni) 0 초과 0.50% 이하, 인(P) 0 초과 0.10% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.50% 이하, 황(S) 0 초과 0.02% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 합금조성을 가지며, 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 3상 조직을 갖는다.

상기 페라이트는 결정립 입계 사이즈가 10㎛ 이하로 30~50%의 면적분율을 가지고, 상기 잔류 오스테나이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 10~30%의 면적분율을 가지며, 상기 베이나이트는 결정립 크기가 10㎛ 이하로 20~40%의 면적분율을 갖는다.

중량 %로 탄소(C) 0.15~0.25%, 실리콘(Si) 0.10~0.50%, 망간(Mn) 1.50~2.50%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00%, 니오븀(Nb) 0 초과 0.10% 이하, 티타늄(Ti) 0 초과 0.10% 이하, 바나듐(V) 0 초과 0.10% 이하, 니켈(Ni) 0 초과 0.50% 이하, 인(P) 0 초과 0.10% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.50% 이하, 황(S) 0 초과 0.02% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 가지는 강슬라브를 1150 ~ 1250℃에서 균질화 처리하고, Ar3 ~ Ar3+50℃에서 열간압연을 마무리하여 권취하고, 냉간압하율 30~70% 사이에서 냉간압연하여 소둔한 후 용융아연도금처리 한다.

상기 열간압연 후에는 30~100℃/sec의 냉각속도로 750~850℃범위까지 급냉한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 상기 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 300~400℃범위까지 급냉하여 권취한다.

상기 열간압연 후에는 10~50℃/sec의 냉각속도로 500~700℃까지 급냉하여 권취한다.

상기 소둔은 상기 냉간압연된 강판을 Ar1~Ar3의 페라이트-오스테나이트 2상역 구간에서 열처리 후 10~100℃/sec의 냉각속도로 400~500℃ 온도영역으로 냉각한다.

본 발명은 강판표면에 산화물을 형성하는 실리콘의 함량을 낮추어 용융아연 도금이 가능하고, 열간압연 제어기술과 소둔 열처리 온도 제어를 통하여 잔류 오스테나이트의 함량을 증가시킴으로써 780~1180MPa급의 인장강도와 15%이상의 연신율이 확보되는 냉연강판 또는 용융아연도금 강판을 제조한다.

따라서 종래의 440~590MPa급 고강도 강판을 대체하는 것이 가능하고, 강도 증가로 인하여 강판의 두께를 감소시킬 수 있으므로 자동차 총중량을 감소시켜 연비 효율 상승에 기여할 수 있는 효과가 있다.

또한, 자동차 구조부재로 성형하여 부품 적용시, 성형성이 우수하여 복잡한 부품형상의 가공이 용이하고, 증가된 오스테나이트 면적분율로 인하여 자동차 충돌시 충격에너지 흡수능이 향상되는 효과를 기대할 수 있다.

이하 본 발명에 의한 도금성과 가공성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.

본 발명은 중량 %로 탄소(C) 0.15~0.25%, 실리콘(Si) 0.10~0.50%, 망간(Mn) 1.50~2.50%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00%, 니오븀(Nb) 0 초과 0.10% 이하, 티타늄(Ti) 0 초과 0.10% 이하, 바나듐(V) 0 초과 0.10% 이하, 니켈(Ni) 0 초과 0.50% 이하, 인(P) 0 초과 0.10% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.50% 이하, 황(S) 0 초과 0.02% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)의 합금조성을 가진다.

더 상세히 설명하면, 강판표면에 산화물을 형성하는 실리콘의 함량을 낮추어 도금성을 확보하고, 대신에 저하된 강도는 알루미늄의 함량을 증가시켜 강판 조직 내에 잔류오스테나이트가 10%이상 생성되게 하여 초고강도가 확보되게 하였으며, 추가로 미세한 석출상이나 고용되어 강도를 증가시키는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V), 인(P), 니켈(Ni), 구리(Cu)를 미량 첨가하여서 강도와 연성 밸런스가 우수한 780~1180MPa급의 초고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조하는 것이다.

상기 강판은 열간압연, 냉간압연, 용융 아연 도금처리된 후 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스트나이트로 구성되는 3상 조직을 가지도록 함으로써 15% 이상의 연신율이 확보되도록 한다.

3상 조직은 열간압연 제어 기술과 소둔 열처리 온도제어를 통해 잔류오스테나이트의 함량을 증가시킨 것이다. 이때, 페라이트는 결정립 입계 사이즈가 10㎛ 이하로 30~50%의 면적분율을 가지며, 잔류 오스테나이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 10~30%의 면적분율을 갖는다. 또한 베이나이트는 결정립 크기가 10㎛ 이하로 20~40%의 면적분율을 갖는다.

페라이트는 연성확보와 관련된 미세조직으로 면적분율이 30% 미만이면 강판의 연성확보가 어렵고, 50%를 초과하면 강도저하를 수반한다.

잔류 오스테나이트는 소성 유기변태와 관련된 미세조직으로 10% 미만이면 초고강도 확보가 어렵고, 10% 이상일 경우 면적분율이 높을수록 유리하나 페라이트와 베이나이트의 면적분율을 고려하여 30% 이하가 되도록 한다.

베이나이트는 인성, 강도와 관련된 미세조직으로 20% 미만이면 강도기여 효과가 없고, 40%를 초과하면 강도증가에 의한 인성저하를 수반하게 된다.

이하 본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.15~0.25wt%

탄소(C)는 강판에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소이다. 상기 탄소(C)는 780℃ 이상영역에서 소둔 후 냉각시 오스테나이트 상에 농화되고 베이나이트 변태 온도 범위에서 오스테나이트를 안정화시킨다. 그리고 상기 탄소(C)는 페라이트 내부에서 오스테나이트로 확산이동, 농축되어 상온으로 냉각 후에도 잔류오스테나이트를 확보하므로 강판의 가공시 변태유기소성을 발생시켜 성형성을 개선한다.

탄소는 소량 첨가되면 오스테나이트가 페라이트로 변태되어 충분한 잔류 오스테나이트 확보를 어렵게 하므로 최종 조직의 마르텐사이트 면적분율 확보가 어려워 강도 및 연신율 특성이 저하된다. 따라서 최소 0.15wt% 이상은 첨가해야 한다.

반면, 탄소는 과다 첨가되면 용접성이 저하되고 강도 증가에 따른 연성 및 스트레치-플렌지성이 저하되므로 상한치를 0.25wt%로 제한한다.

실리콘(Si): 0.10~0.50wt%

실리콘(Si)은 고용강화 원소로서 강의 청정화에 기여하고, 오스테나이트의 탄소 농화를 촉진하여 오스테나이트의 안정도를 증가시킴으로써 상온에서도 오스테나이트가 잔류하게 한다.

실리콘은 적정 망간(Mn)을 첨가하는 강에 첨가되면 용접시 용융금속의 유동성을 향상시켜 용접부 내 개재물 잔류를 최대한 감소시키고, 항복비와 강도 및 연신율의 균형을 저해하지 않으면서 강도를 향상시킨다. 또한, 실리콘은 페라이트내 탄소의 확산속도를 느리게 하여 탄화물의 성장을 억제하고 페라이트를 안정화하여 연신율을 향상시킨다.

실리콘(Si)은 함량이 0.10wt% 미만인 경우 그 효과가 없고, 과다 첨가되면 도금성 및 적스케일로 인한 표면 결함을 발생시키고, 도금부착성을 저하시켜 미도금 및 도금 박리현상 등의 문제점이 발생시키므로 그 상한치를 0.50wt%로 제한한다.

망간(Mn): 1.50~2.50wt%

망간(Mn)은 고용강화 원소로서, 오스테나이트를 안정화하여 2상역 소둔온도를 저하시키고 낮은 임계냉각속도에서도 오스테나이트가 펄라이트상 (페라이트 + 세멘타이트)으로 분해되는 것을 방지하여 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 한다.

망간은 소량 첨가시 마르텐사이트를 얻기 위한 빠른 냉각속도 때문에 발생하는 열응력으로 인하여 강판의 형상을 불량하게 하므로 0.8wt%이상의 첨가가 필요하다.

하지만 780MPa 이상의 인장강도를 얻기 위해서는 최소 1.50wt% 이상을 첨가해야 원하는 연신율과 용접성을 얻을 수 있다. 반면, 2.50wt%를 초과하여 첨가하면 슬라브 주조시 두께 중심부에서 망간(Mn) 밴드 조직이 형성되고 편석이 급격하게 증가하여 강의 가공성 및 용접성을 저해하게 된다. 따라서 망간(Mn)의 함량은 1.50~2.50wt%의 범위 내로 설계하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.50~2.00wt%

알루미늄(Al)은 주로 탈산제로 사용되나 본 발명에서는 도금특성을 저해하는 원소인 실리콘(Si)의 대체원소로서 사용된다. 알루미늄(Al)은 실리콘과 마찬가지로 펄라이트 형성을 억제하고 페라이트 형성과 오스테나이트상 중의 탄소(C)농화(농도를 증가시킴)를 촉진하여 잔류 오스테나이트 생성을 촉진한다.

또한, 알루미늄(Al)은 제강 공정에서의 탈산작용 이외에, 강 중의 질소(N)와 결합하여 AlN를 석출하여 결정립을 미세화시키므로 강판의 강도를 향상시킨다. 또한 집합조직을 발달시켜 강판의 성형성을 높이고 강 중의 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지하여 슬라브 제조시 균열을 방지한다.

알루미늄은 소량 첨가시 강 중의 산소 함유량이 많아져 연성저하를 초래하므로 0.01wt%이상의 첨가가 필요하다. 그러나 강도 및 잔류 오스테나이트상의 확보를 위해서는 0.50wt% 이상 첨가가 필수적이다. 반면, 2.00wt%를 초과하는 경우에는 실리콘과 마찬가지로 도금성능을 저해하므로 상기 알루미늄의 함량은 0.50~2.00wt%의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V): 0 초과 0.10wt% 이하

니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 원소는 탄소(C) 또는 질소(N)와 결합하여 NbC, NbN, TiC, TiN, VC, VN 형태로 석출하거나, 철(Fe)내 고용강화를 통하여 강판의 강도를 개선하는 원소들이다. 상기 원소들은 0.10wt%이하로 첨가될 경우 본 발명의 취지를 손상시키지 않고 강도향상에 기여할 수 있다. 따라서, 경우에 따라 니오븀, 티타늄, 바나듐 중 하나 이상을 0.10wt% 이하 범위에서 추가로 함유할 수 있다.

니켈(Ni): 0 초과 0.50wt% 이하

니켈(Ni)은 강도 증가 및 내식성 향상을 위해 구리(Cu) 첨가시 발생되는 적열취성을 방지하기 위한 원소로서 첨가된다. 보통 구리(Cu) : 니켈(Ni) = 1 : 1~2 의 비율로 첨가시 효과가 가장 좋다고 알려져 있다. 구리(Cu) 첨가시 공정변수를 조정하여 적열취성등 품질확보가 어려울 시에는 구리(Cu)의 첨가 함량에 맞추어 0.5 wt% 이하의 범위 내로 첨가한다.

인(P): 0 초과 0.10wt% 이하

인(P)은 알루미늄(Al)과 마찬가지로 세멘타이트의 형성을 억제하고 강도를 증가시키기 위해 첨가된다. 인은 함량이 0.10wt%를 초과하면 용접성이 크게 악화되고 슬라브 중심편석에 의해 재질편차가 발생하는 문제가 있으므로 0.10wt% 이하의 범위로 규제한다.

구리(Cu): 0 초과 0.50wt% 이하

구리(Cu)는 알루미늄(Al)과 더불어 베이나이트 변태구간에서 탄소의 석출을 억제하고 잔류 오스테나이트를 생성하는 역할과 더불어 내부식성을 향상시킨다. 또한 페라이트 결정립을 미세화하는 효과가 있어 강도를 증가시키는 기능을 갖는다. 구리는 0.5wt%초과시 연신율이 감소하므로 0.5wt%이하로 규제한다.

황(S): 0 초과 0.02wt% 이하

황(S)은 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로 인성 및 용접성을 저해하고, 유화물계(MnS) 비금속 개재물을 증가시켜 크랙 등의 발생을 야기한다. 특히, 황은 과다첨가시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화하므로 0.02wt% 이하의 범위로 규제한다.

질소(N): 0 초과 0.01wt% 이하

질소는 AlN의 형성으로 결정립을 미세화하나 용융도금아연시 아연 도금층의 합금화 공정에서 냉각시 과포화되어 연신율을 저하시키므로 0.01wt%이하로 제한한다.

본 발명은 상기 강판의 성분들을 함유하고, 나머지는 실질적으로 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 불가피한 불순물의 미세량 혼입도 허용된다.

상기한 바와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조되며, 여기서는 열간압연, 냉간압연을 거쳐 강판 형태로 제조된 후에, 그 강판의 표면에 용융아연도금 처리되는 아래의 공정을 거치게 된다.

각 공정은 아래와 같다.

[가열로 공정]

슬라브를 재가열하는 공정은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위한 것이다. 재가열은 1200±50℃의 온도범위로 가열한다. 이는 재가열 온도가 낮으면 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 과도하게 높으면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트의 입도가 조대화되면서 강도가 감소하기 때문이다.

[열간압연 공정]

가열로 공정에서 재가열된 슬라브는 Ar3 ~ Ar3+50℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리한다. 열간압연 마무리 온도는 Ar3 미만인 경우 압연하중이 증가하여 생산성이 감소되고, Ar3+50℃를 초과하면 생산비용이 상승되므로 Ar3 ~ Ar3+50℃ 온도범위에서 실시한다.

열간압연 후에는 권취온도까지 다단냉각 또는 일반냉각의 2가지 방법을 실시할 수 있다.

다단냉각의 경우는 열간압연 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 750~850℃범위까지 급냉한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 300~400℃범위까지 급냉하여 권취하는 방식을 채택한다. 그러면, 공냉과정에서 오스테나이트의 일부가 페라이트로 변태되어 최종 열연강판의 최종조직이 페라이트-마르텐사이트의 2상 조직으로 제조된다.

페라이트-마르텐사이트의 2상 조직을 가진 열연강판은 소둔시 재결정속도가 빠르고, 오스테나이트상 생성이 페라이트 결정립계, 마르텐사이트상 부근 등에 균일하게 발생하므로 강판 전체에 오스테나이트상 내 탄소농화를 일반냉각시보다 더 균일하게 한다. 따라서 최종조직에서 일반냉각보다 균일한 잔류 오스테나이트상을 분포시킬 수 있다.

그러나 일반냉각을 실시하여도 10%이상의 잔류 오스테나이트상은 얻을 수 있으므로 상기 2가지 방법 중 어느 방법으로 냉각하여도 무방하다. 일반냉각의 경우에는 열간압연 후 10~50℃/sec의 냉각속도로 500~700℃까지 급냉하여 권취하는 방 식을 채택한다.

[냉간압연 공정]

강판의 최종 원하는 두께를 얻고 원하는 재질을 얻기 위해 냉간압연 하는 단계로서, 상온에서 30~70%의 압하율로 냉간압연을 실시한다.

[소둔 공정]

열간압연 냉간압연을 거친 강판을 Ar1~Ar3의 페라이트-오스테나이트 2상역 구간에서 소둔 열처리를 실시하고 냉각한다. 냉각은 10~100℃/sec의 냉각속도로 400~500℃ 온도영역으로 냉각한다. 이때, 냉각속도가 너무 느리면 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트 퍼얼라이트(세멘타이트), 베이나이트로 변태하는 문제가 발생하고, 냉각속도가 너무 빠를 때는 재질 불균일의 문제가 발생한다.

[합금화 용융아연도금 또는 용융아연도금 공정]

소둔된 강판을 460~580℃에서 합금화 열처리하고 용융아연 도금한다. 합금화 열처리 온도는 580℃보다 높을 경우 강판 재질 저하의 문제가 발생하고 460℃보다 낮을 경우 합금화도 및 도금층의 안정적 성장을 확보하기 어려운 문제가 발생하므로 460~580℃범위에서 실시한다.

이하, 상술한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 발명예와 다른 비교예를 대비하여 설명하기로 한다.

표 1은 본 발명의 발명예와 다른 비교예의 성분비를 나타낸 것이고, 표 2는 표 1의 발명예와 비교예의 열처리 및 압연조건을 나타낸 것이며, 표 3은 표 1과 표 2의 조건에 의해 제조된 시편의 기계적 성질을 측정한 결과를 나타낸 것이다.

구분	화학성분(wt%, 잔부Fe)											Mneq
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Cu	Nb	Ti	Ni	N	Mneq
비교예1	0.10	0.55	2.48	0.011	0.002	-	-	0.025	-	-	0.0045	2.7
비교예2	0.14	1.61	2.51	0.016	0.002	-	0.64	-	-	0.72	0.0024	3.0
비교예3	0.21	1.50	2.10	0.010	0.003	-	-	0.024	0.053	-	0.0041	2.5
발명예1	0.20	0.51	2.14	0.010	0.002	1.07	-	0.025	-	-	0.0042	2.3
발명예2	0.20	0.50	2.05	0.011	0.002	1.01	-	0.024	0.053	-	0.0042	2.2
발명예3	0.25	0.50	2.02	0.011	0.002	0.99	-	0.027	0.052	-	0.0049	2.2
발명예4	0.24	0.48	2.54	0.010	0.002	0.99	-	0.026	-	-	0.0035	2.7
발명예5	0.20	0.50	2.03	0.064	0.001	0.99	-	-	-	0.11	0.0012	2.4
발명예6	0.20	0.50	2.09	0.011	0.002	0.98	0.21	-	-	0.24	0.0044	2.3

[Mneq:망간 당량(망간 당량이 유사한 합금설계일 경우 유사재질로 봄)]

구분	열간압연 조건				냉간압연 조건	소둔열처리 조건
구분	가열온도 (℃)	압연 종료온도(℃)	냉각 중간온도 (℃)	냉각온도 (℃)	압하율 (%)	소둔온도 (℃)	과시효온도 (℃)	도금온도 (℃)
비교예1-1	1250	910	790	350	53	780	460	520
비교예1-2	1230	910	-	650	53	780	460	520
비교예2-1	1230	915	780	330	53	780	460	520
비교예2-2	1225	920	-	670	53	780	460	520
비교예3-1	1230	910	790	340	53	780	460	520
비교예3-2	1230	910	-	650	53	780	460	520
발명예1-1	1230	910	790	340	53	780	460	520
발명예1-2	1230	900	-	650	53	780	460	520
발명예2-1	1230	910	780	350	53	780	460	520
발명예2-2	1225	910	-	660	53	780	460	520
발명예3-1	1235	910	790	350	53	780	460	520
발명예3-2	1220	910	-	650	53	780	460	520
발명예4-1	1230	915	790	340	53	780	460	520
발명예4-2	1220	910	-	660	53	780	460	520
발명예5-1	1220	915	790	340	53	780	460	520
발명예5-2	1220	910	-	650	53	780	460	520
발명예6-1	1235	900	780	360	53	780	460	520
발명예6-2	1210	905	-	660	53	780	460	520

구분	기계적 성질
구분	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)	연신율(%)	강도-연성밸런스 (TS*EL)	도금성
비교예1-1	630	962	14	13468	양호
비교예1-2	550	893	14	12502	양호
비교예2-1	683	1050	23	24150	불량
비교예2-2	700	996	24	23900	불량
비교예3-1	705	1090	21	22890	불량
비교예3-2	685	986	22	21691	불량
발명예1-1	720	1100	22	24200	양호
발명예1-2	653	985	23	22664	양호
발명예2-1	709	1090	23	25070	양호
발명예2-2	665	984	24	23615	양호
발명예3-1	790	1185	21	24885	양호
발명예3-2	680	1001	22	22020	양호
발명예4-1	782	1203	21	25263	양호
발명예4-2	685	1057	23	24304	양호
발명예5-1	720	1185	22	26070	양호
발명예5-2	613	995	23	22880	양호
발명예6-1	806	1201	22	26422	양호
발명예6-2	643	1014	23	23330	양호

상기 표 3은 표 1과 같이 조성된 슬라브를 표 2와 같이 1250℃에서 2시간 재가열하고 900℃이상에서 열간압연한 후 냉각을 2가지 방법으로 나누어서 실시한 후 소둔 및 냉간압연을 통해 강판으로 제조한 후 시편을 채취하여 강도 및 연신율, 도금가능성 등을 실험한 것이다.(참고로, 바나듐은 필요에 따라 선택적으로 첨가되는 미량원소이므로 여기서는 언급하지 않기로 한다.)

표 1 내지 표 3을 살펴보면, 비교예 2와 비교예 3에서 확인되는 바와 같이 Si의 함량이 높을 경우 인장강도와 항복강도 및 연신율은 일정부분 확보되나 도금특성이 불량함을 알 수 있다.

비교예 1에서는 도금특성 확보를 위해 Si의 첨가량을 줄이고, Si의 함량 감소에 의해 저하된 강도를 확보하기 위해 Mn의 함량을 높였으나 인장강도 및 항복강도가 비교예 2와 비교예 3보다 감소되었다.

그에 반해, 발명예 1에서 발명예 6을 살펴보면, Si의 함량을 줄이고 Al 및 미량의 Nb, Ti, P, Ni, Cu을 첨가한 본 발명 강판의 경우 비교예 2와 비교예 3의 Si함량만 높인 경우보다 인장강도가 1100MPa로 훨씬 더 우수하고 항복강도도 우위에 있음을 알 수 있다. 또한, Si의 첨가량에 감소에 의해 도금성이 확보됨을 확인할 수 있다.

특히, 본 발명 강판의 경우에도 열간압연 후 다단냉각을 실시한 경우 인장강도와 항복강도가 더 향상되었다. 그리고 본 도금성과 연신율도 기준범위를 만족하였다.

발명예들을 통해 Si의 첨가량을 줄이더라도 Si의 대체물인 Al의 첨가량 증가와 미세한 석출상을 생성시키는 미량원소의 첨가 및 열간압연 후 냉각방식을 조절함에 의해 초고강도(780~1180MPa)의 인장강도 조건을 만족하면서도 도금성 및 성형성이 향상된 강판을 제조할 수 있음을 알 수 있다.

이와 같은 본 발명의 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진 자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이고, 본 발명의 권리범위는 첨부한 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 할 것이다.

Claims

중량%로 탄소(C) 0.15~0.25%, 실리콘(Si) 0.10~0.50%, 망간(Mn) 1.50~2.50%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00%, 니오븀(Nb) 0 초과 0.10% 이하, 티타늄(Ti) 0 초과 0.10% 이하, 바나듐(V) 0 초과 0.10% 이하, 니켈(Ni) 0 초과 0.50% 이하, 인(P) 0 초과 0.10% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.50% 이하, 황(S) 0 초과 0.02% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 합금조성을 가지며,

미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 3상 조직을 갖고,

상기 페라이트는 결정립 입계 사이즈가 10㎛ 이하로 30~50%의 면적분율을 가지고, 상기 잔류 오스테나이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 10~30%의 면적분율을 가지며, 상기 베이나이트는 결정립 크기가 10㎛ 이하로 20~40%의 면적분율을 갖는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판.
삭제
중량%로 탄소(C) 0.15~0.25%, 실리콘(Si) 0.10~0.50%, 망간(Mn) 1.50~2.50%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00%, 니오븀(Nb) 0 초과 0.10% 이하, 티타늄(Ti) 0 초과 0.10% 이하, 바나듐(V) 0 초과 0.10% 이하, 니켈(Ni) 0 초과 0.50% 이하, 인(P) 0 초과 0.10% 이하, 구리(Cu) 0 초과 0.50% 이하, 황(S) 0 초과 0.02% 이하, 질소(N) 0 초과 0.01% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 가지는 강슬라브를

1150 ~ 1250℃에서 균질화 처리하고, Ar3 ~ Ar3+50℃에서 열간압연을 마무리하여 권취하고, 냉간압하율 30~70% 사이에서 냉간압연하여 소둔한 후 용융아연도금처리하여,

결정립 입계 사이즈가 10㎛ 이하로 30~50%의 면적분율을 갖는 페라이트와, 결정립 크기가 5㎛ 이하로 10~30%의 면적분율을 갖는 잔류 오스테나이트와, 결정립 크기가 10㎛ 이하로 20~40%의 면적분율을 베이나이트의 3상 조직을 갖도록 한 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
청구항 3에 있어서,

상기 열간압연 후에는 30~100℃/sec의 냉각속도로 750~850℃범위까지 급냉한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 상기 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 300~400℃범위까지 급냉하여 권취하는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
청구항 3에 있어서,

상기 열간압연 후에는 10~50℃/sec의 냉각속도로 500~700℃까지 급냉하여 권취하는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
청구항 3 내지 청구항 5 중 어느 한 항에 있어서,

상기 소둔은 상기 냉간압연된 강판을 Ar1~Ar3의 페라이트-오스테나이트 2상역 구간에서 열처리 후 10~100℃/sec의 냉각속도로 400~500℃ 온도영역으로 냉각하는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.