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KR102568217B1 - 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR102568217B1
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Abstract

본 발명의 일측면은, 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HOLE-EXPANDABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는, 주로 자동차 충돌 및 구조부재에 사용 가능한 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 강판은 지구환경 보전을 위하여 경량화를 시킬 필요가 있는 반면, 승객의 안전을 위하여 충돌 안전성을 확보해야 하는 모순된 목표를 충족시킬 필요가 있다. 이를 위하여, DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등의 다양한 자동차용 강판이 개발되고 있다. 그러나, 이러한 AHSS(Advanced High Strength Steel)에서 구현 가능한 인장강도는 약 1200Mpa급 수준이 한계이다. 이에 따라, 충돌 안전성을 확보하기 위하여 구조부재로 제작할 때, 고온에서 성형한 후 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉(수냉)하는 것을 통해 최종 강도를 확보하는 핫 프레스 포밍(Hot Press Forming) 공법이 각광받고 있으나, 설비 투자비가 높고, 열처리 및 공정비용이 높아서 그 적용의 확대가 크지 않다.
한편, 일반 프레스 성형 및 열간 프레스 성형에 비하여 생산성이 높은 롤포밍 공법은 다단 롤포밍을 통하여 복잡한 형상을 제작하는 방법인데, 통상적으로 연신율이 낮은 초고강도 소재의 부품 성형에 적용되고 있으며, 그 적용 또한 확대되고 있는 추세이다. 이러한 롤포밍 공법에 적용되는 강판은 주로 수냉각 설비를 갖춘 연속소둔 설비에서 제조된다. 다만, 수냉각 시 폭 방향 및 길이 방향의 온도 편차로 인해 형상 품질이 열위하여 롤 포밍 적용시 작업성 열화 및 위치별 재질 편차 등이 나타나는 단점이 있다. 따라서, 수냉을 통한 급냉 방식의 대안을 고안할 필요성이 대두되고 있다.
본 발명의 일측면은, 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.2~0.4%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 1.0~2.0%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%이하(0%는 제외), Al: 0.1%이하(0%는 제외), Cr: 0.5%이하(0%는 제외), Mo: 0.2%미만(0%는 제외), Ti: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%이하(0%는 제외), B: 0.005%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 단상조직 또는 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 혼합조직으로 이루어지며, 상기 미세조직은 단위면적 45㎛×45㎛당 FHAGB가 60면적% 이상이고, LHAGB가 8mm이상인 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공한다.
(단, 상기 FHAGB는 고경각입계를 갖는 결정립의 분율을 나타내며, LHAGB는 고경각입계를 갖는 결정립계의 총 길이를 나타내고, 상기 고경각입계란 인접한 결정립간의 불일치각도가 15˚이상을 갖는 결정립계를 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.2~0.4%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 1.0~2.0%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%이하(0%는 제외), Al: 0.1%이하(0%는 제외), Cr: 0.5%이하(0%는 제외), Mo: 0.2%미만(0%는 제외), Ti: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%이하(0%는 제외), B: 0.005%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도로 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 780~900℃의 온도범위에서 소둔 열처리하는 단계; 상기 소둔 열처리된 냉연강판을 5℃/s 이하의 냉각속도로 650~750℃까지 서냉하는 단계; 상기 서냉된 냉연강판을 40℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 급냉하는 단계; 및 상기 급냉된 냉연강판을 180~240℃에서 재가열 및 과시효 열처리하는 단계;를 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 구멍확장성이 우수하면서도 인장강도가 1470MPa 이상인 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 5 및 비교예 5를 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 5 및 비교예 5를 주사전자현미경에 부착된 전자후방산란회절로 미세조직을 측정한 후 고경각입계 및 저경각입계를 분석한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 아래에서 설명되는 합금조성의 함량 단위는 특별한 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
C: 0.2~0.4%
C는 마르텐사이트의 강도 확보를 위하여 첨가되는 원소이며, 상기 효과를 위하여 0.2% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 C의 함량이 0.4%를 초과하면 용접성이 열위해질 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.2~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.21%인 것이 보다 바람직하고, 0.22%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.3%인 것이 보다 바람직하고, 0.29%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.28%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.5%이하(0%는 제외)
Si은 페라이트 안정화 원소로서 서냉각 구간이 존재하는 연속소둔로에서 소둔 후 서냉시 페라이트 생성을 촉진함에 의하여 강도를 약화시키는 단점이 있다. 또한, 소둔시 Si에 의한 표면농화 및 산화에 의한 덴트 결함 유발의 위험이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.5%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량은 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.3% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 1.0~2.0%
Mn은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소이다. 상기 Mn이 1.0% 미만인 경우에는 서냉각시 페라이트 생성이 용이해지는 반면, 2.0%를 초과하는 경우에는 굽힘가공성, 내지연파괴성 및 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.0~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 1.3%인 것이 보다 바람직하고, 1.5%인 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.03%이하(0%는 제외)
P는 불순물 원소로서 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함 유발 가능성이 높아지기 때문에 그 상한을 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 0.025% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.02% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.015%이하(0%는 제외)
S는 P와 마찬가지로 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 상기 S의 함량이 0.015%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한을 0.015%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 S 함량은 0.01% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.1%이하(0%는 제외)
Al은 페라이트 변태구간을 확대하는 합금원소로서, 본 발명과 같이 서냉각 구간이 존재하는 연속소둔 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 촉진하는 단점이 있으며, AlN 형성으로 인한 고온 열간 압연성이 저하될 수 있으므로, 그 상한을 0.1%로 한정한다. 상기 Al 함량은 0.07% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.05% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Cr: 0.5%이하(0%는 제외)
Cr은 페라이트 변태를 억제함에 의하여 저온변태조직 확보를 용이하게 하는 합금원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있다. 다만, 상기 Cr의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 내지연파괴성이 열화될 수 있으며, CrC 등의 탄화물을 형성하여 구멍확장성 및 굽힘가공성을 저해하고, 합금 투입량 과다에 의한 원가가 증가될 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.5%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량은 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.3% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Mo: 0.2%미만(0%는 제외)
Mo은 강의 ??칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과 및 마르텐사이트를 미세화하는 것에 의한 내지연파괴 특성의 개선 효과가 있다. 다만, 상기 Mo의 함량이 0.2% 이상인 경우에는 화성처리성이 열화될 수 있으며, 원가상승의 문제가 있어 그 범위를 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.2%미만의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.1%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.1%이하(0%는 제외)
Ti은 질화물 형성원소로서 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 scavenging을 하는 원소이다. 상기 Ti을 미첨가하는 경우 AlN 형성에 의해 연속주조시 크랙이 발생할 가능성이 있다. 다만, 상기 Ti의 함량이 0.1%를 초과하면 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의하여 마르텐사이트의 강도가 감소될 수 있고, TiC, TiN 등의 탄·질화물 형성에 의하여 구멍확장성 및 굽힘가공성을 저해할 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.1%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량은 0.07% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.05% 이하인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 scavenging 효과 및 AlN 형성 억제를 위해서, 상기 Ti은 화학당량적으로 48/14*[N]이상 첨가될 수 있다.
Nb: 0.1%이하(0%는 제외)
Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 원소이다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 탄·질화물 등의 석출이 증대하여 모재의 가공성이 저하되며, 합금 투입량이 과다해짐에 따라 원가가 증가된다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.1%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량은 0.08% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.06% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
B: 0.005%이하(0%는 제외)
상기 B은 페라이트 형성을 억제하는 원소이며, 이에 따라, 본 발명에서는 소둔 후 냉각시 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 다만, 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 연성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.005%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량은 0.004% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.003% 이하인 것이 가장 바람직하다.
N: 0.01%이하(0%는 제외)
N은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.01%를 초과하면 AlN 형성 등에 의한 연주시 크랙 발생 위험성을 크게 증가시키므로, 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 N 함량은 0.008% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 가장 바람직하다.
상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
한편, 본 발명의 냉연강판은 Cu: 0.5%이하 및 Ni: 0.5%이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
Cu: 0.5%이하
Cu는 내식성을 향상시키며, 강판 표면에 피복되어 수소 침입을 억제하는 효과가 있다. 다만, 상기 Cu의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 표면 결함의 원인이 될 수 있다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.5%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cu 함량은 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.3% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Ni: 0.5%이하
Ni 또한 Cu와 마찬가지로 내식성을 향상시키며, Cu 첨가에 따라 발생하기 쉬운 표면 결함을 저감시키는 역할을 한다. 다만, 상기 Ni의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 가열로 내에서의 스케일 생성이 불균일해져 표면 결함의 원인이 될 수 있다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.5%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량은 0.4% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.3% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
더하여, 본 발명의 냉연강판은 Sb: 0.05%이하를 추가로 포함할 수 있다.
Sb: 0.05%이하
Sb는 표층의 산화나 질화를 억제하여 고강도화와 내지연 파괴 특성의 개선에 기여하는 원소이다. 다만, 상기 Sb의 함량이 0.05%를 초과하면 주조성이 열화하고, 내지연 파괴 특성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Sb의 함량은 0.05%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Sb 함량은 0.04% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.03% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판의 미세조직에 대하여 설명한다.
본 발명 냉연강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 단상조직 또는 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 혼합조직으로 이루어지는 것이 바람직하다. 이와 같이, 미세조직을 템퍼드 마르텐사이트 단상조직 또는 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 혼합조직으로 이루어지도록 함으로써, 높은 항복강도와 구멍확장성이 우수한 효과를 얻을 수 있다. 본 발명의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 단상조직인 것이 보다 바람직하나, 제조공정상 템퍼링이 완전하게 일어나지 않아 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 혼합조직으로 이루어질 수도 있다. 본 발명에서는 상기 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 혼합조직의 분율에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 상기 혼합조직은 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 80면적% 이상일 수 있으며, 보다 바람직하게는 90면적% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 미세조직은 단위면적 45㎛×45㎛당 FHAGB가 60면적% 이상이이고, LHAGB가 8mm이상인 것이 바람직하다. 이 때, 상기 FHAGB는 고경각입계를 갖는 결정립의 분율을 나타내며, LHAGB는 고경각입계를 갖는 결정립계의 총 길이를 나타내고, 상기 고경각입계란 상기 고경각입계란 인접한 결정립간의 불일치각도가 15˚이상을 갖는 결정립계를 의미한다. 상기 FHAGB가 60면적% 미만이거나 상기 LHAGB가 8mm 미만인 경우에는 구멍확장성이 열위해지는 단점이 있다.
한편, 본 발명의 냉연강판은 구오스테나이트 평균 입경이 6㎛ 이하일 수 있다. 상기 구오스테나이트 평균 입경이 6㎛를 초과하는 경우에는 구멍확장성 및 굽힘가공성이 열위해지는 단점이 있을 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 냉연강판은 인장강도(TS)가 1470MPa 이상이고, 인장강도(TS)(MPa)×구멍확장율(HER)(%)의 값이 73500MPa·% 이상으로서, 초고강도와 우수한 구멍확장성을 동시에 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 가열한다. 상기 가열온도가 1100℃ 미만이면 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일양이 증가하여 재료의 loss로 이어질 수 있다. 따라서, 상기 강 슬라브의 가열온도는 1100~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 Ar3 온도란 오스테나이트를 냉각시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도이다. 상기 마무리 압연온도가 Ar3 미만인 경우에는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지며, 열간압연하중의 변동으로 인해 열연설비의 오작동이 우려될 수 있다. 상기 마무리 열간압연 온도는 800℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 850℃ 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 900℃ 이상인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도로 권취한다. 상기 권취온도가 720℃를 초과하는 경우에는 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있다. 상기 권취온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서, 후공정인 냉간압연의 압연하중이 높아지는 단점이 있으나, 실제 생산을 불가능하게 만드는 요인이 아니므로, 본 발명에서는 상기 권취온도의 하한을 특별히 한정하지는 않는다. 상기 권취온도는 700℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 680℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 650℃ 이하인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 본 발명에서는 상기 냉간압연 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 모든 공정을 이용할 수 있다. 한편, 상기 냉간압연 공정 전에는 산세 공정을 추가로 행할 수도 있다.
이후, 상기 냉연강판을 780~900℃의 온도범위에서 소둔 열처리한다. 상기 소둔 열처리 온도가 780℃ 미만인 경우에는 페라이트의 다량 형성에 의해 강도가 저하될 수 있다. 또한, 800℃이상에서 소둔하는 타 강재들과의 연결작업 시, 본 발명 강재의 톱(Top), 엔드(End)부의 온도 경사 발생으로 재질편차가 발생할 수 있다. 반면, 상기 소둔 열처리 온도가 900℃를 초과하는 경우에는 연속소둔로의 내구성이 열화되어 제품 생산에 어려움이 있을 수 있다. 따라서, 상기 소둔 열처리 온도는 780~900℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 소둔 열처리 온도의 하한은 800℃인 것이 보다 바람직하고, 820℃인 것이 보다 더 바람직하며, 840℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 소둔 열처리 온도의 상한은 880℃인 것이 보다 바람직하고, 860℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 소둔 열처리된 냉연강판을 5℃/s 이하의 냉각속도로 650~750℃까지 서냉한다. 일반적으로 연속소둔로는 소둔 열처리 후 서냉각 구간이 존재하게 된다. 즉, 상술한 소둔 열처리 공정 후 일정 구간 동안 서냉이 이루어지게 되는 것이다. 통상적으로 서냉각 구간이 포함된 연속소둔로의 경우, 소둔 후 100~200m의 서냉각 구간이 있으며, 고온에서의 소둔 후 서냉각에 의하여 페라이트와 같은 연질상(Phase)이 형성됨에 따라 초고강도강의 제조를 어렵게 하는 단점이 있다. 예를 들면, 160m의 서냉각 구간이 존재하는 경우에 강판의 통판속도가 분당 160m인 경우에, 서냉각 구간에서 유지되는 시간은 60초이며, 또한, 소둔온도가 830℃이고 서냉각구간의 마지막 온도가 650℃인 경우 서냉각 구간에서의 냉각속도는 3℃/s로 매우 낮다. 이로 인해, 페라이트와 같은 연질상이 생성될 가능성이 매우 높아진다. 한편, 상기 소둔 후 서냉각시 냉각속도를 5℃/초보다 높게 하기 위해서는 추가적인 냉각장치를 도입해야 하므로 제조비용이나 설비 교체 등의 문제가 발생할 수 있다.
이에 따라, 본 발명은 상기 서냉된 냉연강판을 40℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 급냉한다. 상기 급냉 공정을 통해 미세조직을 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다. 만일, 상기 급냉속도가 40℃/s 미만이거나, 급냉 종료 온도가 150℃ 초과일 경우 마르텐사이트 변태가 충분히 이루어지지 않아, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하기 어려울 수 있다. 상기 급냉속도는 50℃/s 이상인 것이 보다 바람직하고, 60℃/s 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 70℃/s 이상인 것이 가장 바람직하다. 상기 급냉 종료 온도는 140℃ 이하인 것이 보다 바람직하고, 130℃ 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 급냉된 냉연강판을 180~240℃에서 재가열 및 과시효 열처리한다. 상기 재가열 및 과시효 열처리를 통해 전술한 급냉 공정을 통해 얻어진 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다. 상기 재가열 및 과시효 열처리 온도가 180℃ 미만인 경우에는 템퍼링이 충분이 이루어지지 않아 항복강도가 낮고 충분한 인성을 확보할 수 없는 단점이 있고, 240℃를 초과하는 경우에는 탄화물의 다량 석출 및 조대화로 굽힘가공성이 열위해지는 단점이 있다. 상기 재가열 및 과시효 열처리 온도의 하한은 190℃인 것이 보다 바람직하고, 200℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 재가열 및 과시효 열처리 온도의 상한은 230℃인 것이 보다 바람직하고, 220℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 과시효 열처리는 400초 이상 행하여질 수 있다. 상기 과시효 열처리 시간이 400초 미만인 경우에는 템퍼링이 충분히 이루어지지 않아 항복강도가 낮은 단점이 있다. 한편, 본 발명에서는 상기 과시효 열처리 시간에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 연속소둔설비 특성상 1000초를 초과하기는 어렵다. 상기 과시효 열처리 시간의 하한은 500초 인 것이 보다 바람직하고, 600초 인 것이 보다 더 바람직하다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 잉곳으로 주조한 후, 사이징 압연하여 강 슬라브를 제조하였다. 이 강 슬라브를 1200℃의 온도로 가열하고, 1시간 유지한 뒤, 900℃에서 마무리 열간압연하고 550℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 이 열연강판을 산세한 뒤, 50%의 냉간압하율로 냉간압연 후에 하기 표 2에 기재된 조건으로 소둔 열처리, 서냉, 급냉, 재가열 및 과시효 열처리를 행하여 냉연강판을 제조하였다.
이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 하기 표 3에 나타내었다.
이 때, 미세조직은 광학현미경을 이용하여 측정하였고, 구오스테나이트 평균 입경은 [관계식 1] Fm = (Fk x 106)/((0.67n + z) x V2)을 통해 측정하였다. 단, 상기 관계식 1에서 Fm은 구오스테나이트 평균 입경, Fk는 미세조직 사진의 전체 면적, Z는 원 내부에 들어가는 결정립 수, n은 원에 걸치는 결정립 수, V는 미세조직 측정시 배율을 의미한다. 상기 구오스테나이트 평균 입경 측정시 1000배율의 광학현미경으로 측정한 미세조직 사진에 직경이 140㎛인 원을 그려 측정하였다.
또한, FHAGB과 LHAGB는 전자후방산란회절법(EBSD)을 이용하여 45㎛×45㎛의 측정 면적과 0.75㎛의 측정 간격 내에서 미세조직을 측정한 뒤, TSL-OIM 소프트웨어를 이용하여 임계값 15˚를 기준으로 분석하였다.
인장강도(TS) 및 항복강도(YS)는 압연 방향의 수직 방향으로 JIS 5호 사이즈의 인장시험편을 채취한 후 strain rate 0.01/s로 인장시험을 실시하여 측정하였다.
구멍확장율(HER)은 ISO 16630 기준에 따라 측정하였다. 시편 치수는 120mm×120mm이고, clearance 12% 기준에 의거하여 초기 구멍 직경은 10mm이었다. 펀칭 홀딩 하중은 20ton, 시험속도는 12mm/min이었다.
R/t(굽힘 특성)는 냉연강판을 폭 100mm × 길이 30mm로 시편가공을 한 후, 시험속도 100mm/min의 조건으로 90˚굽힘 시험을 한 후, 현미경을 이용하여 굽힘부의 크랙을 확인함으로써 크랙이 발생되지 않는 최소 굽힘 반경(R)을 시험편의 두께(t)로 나누어서 R/t값을 구하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Cr Mo Ti Nb Cu Ni B Sb N
비교강1 0.15 0.5 2.5 0.01 0.002 0.012 0.1 0.01 0.025 0.01 0.01 0.01 0.001 0.01 0.004
비교강2 0.18 0.1 3.5 0.01 0.002 0.025 0.1 0.01 0.025 0.04 0.01 0.01 0.002 0.01 0.004
비교강3 0.22 0.01 0.9 0.01 0.002 0.025 0.1 0.01 0.025 0.01 0.01 0.01 0.002 0.01 0.004
비교강4 0.23 0.5 2.5 0.01 0.002 0.025 0.01 0.05 0.025 0.04 0.01 0.01 0.002 0.01 0.004
발명강1 0.24 0.5 2.0 0.01 0.002 0.025 0.3 0.05 0.025 0.04 0.01 0.01 0.002 0.01 0.004
발명강2 0.24 0.1 1.9 0.01 0.002 0.025 0.3 0.05 0.025 0.04 0.01 0.01 0.002 0.02 0.004
발명강3 0.25 0.1 1.7 0.01 0.002 0.025 0.1 0.10 0.025 0.01 0.01 0.01 0.002 0.02 0.004
발명강4 0.24 0.2 1.9 0.01 0.002 0.025 0.1 0.05 0.025 0.02 0.01 0.01 0.002 0.02 0.004
구분 강종No. 소둔온도
(℃)		 서냉속도
(℃/s)		 서냉종료온도(℃) 급냉속도
(℃/s)		 급냉종료온도(℃) 재가열
온도(℃)		 과시효
열처리
온도(℃)		 과시효
열처리
시간
(초)
비교예1 비교강1 850 2.1 700 39 200 230 230 649
비교예2 비교강1 870 2.4 700 43 150 230 230 649
비교예3 비교강1 870 2.4 700 47 100 230 230 649
비교예4 비교강2 850 2.9 650 39 150 230 230 649
비교예5 비교강3 850 2.1 700 43 150 230 230 649
비교예6 비교강4 850 2.1 700 39 200 230 230 649
비교예7 비교강4 850 2.1 700 43 150 230 230 649
비교예8 비교강4 850 2.1 700 47 100 230 230 649
비교예9 발명강1 850 2.1 700 39 200 230 230 649
발명예1 발명강1 850 2.1 700 43 150 230 230 649
발명예2 발명강1 850 2.1 700 47 100 230 230 649
비교예10 발명강2 850 2.1 700 39 200 230 230 649
발명예3 발명강2 850 2.1 700 43 150 230 230 649
발명예4 발명강2 850 2.1 700 47 100 230 230 649
비교예11 발명강3 850 2.1 700 39 200 230 230 649
발명예5 발명강3 850 2.1 700 43 150 230 230 649
발명예6 발명강3 850 2.1 700 47 100 230 230 649
비교예12 발명강4 850 2.1 700 39 200 230 230 649
발명예7 발명강4 850 2.1 700 43 150 230 230 649
발명예8 발명강4 850 2.1 700 47 100 230 230 649
구분 미세조직 FHAGB
(면적%)		 LHAGB
(mm)		 Fm
(㎛)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 항복비
(YS/TS)		 HER
(%)		 R/t TS·HER
(MPa·%)
비교예1 TM+FM+B 62 8.6 5.3 1065 1270 0.84 49 3.8 62230
비교예2 TM 65 8.2 5.9 1168 1324 0.88 52 4.2 68848
비교예3 TM 61 9.0 5.7 1175 1357 0.87 51 4.2 69207
비교예4 TM+F+B 63 5.4 5.3 1153 1598 0.72 42 4.5 67116
비교예5 TM 65 6.5 6.8 1032 1426 0.72 28 3.5 39928
비교예6 TM+FM+B 60 8.9 5.3 1016 1553 0.65 38 3.7 59014
비교예7 TM 64 9.4 5.4 1236 1587 0.78 32 4.5 50784
비교예8 TM 61 9.3 5.8 1247 1579 0.79 35 4.3 55265
비교예9 TM+FM+B 63 8.9 5.2 1105 1549 0.71 47 3.4 72803
발명예1 TM 64 9.4 4.9 1223 1543 0.79 55 3.8 84865
발명예2 TM 62 9.3 5.5 1246 1538 0.81 58 3.8 89204
비교예10 TM+FM+B 63 9.1 5.2 1095 1524 0.72 48 4.0 73152
발명예3 TM+FM 65 9.2 5.3 1245 1543 0.81 53 4.0 81779
발명예4 TM+FM 62 9.4 5.1 1256 1552 0.81 59 4.0 91568
비교예11 TM+FM+B 61 7.6 7.2 1125 1554 0.72 46 3.5 71484
발명예5 TM 64 9.1 5.6 1255 1543 0.81 53 4.0 81779
발명예6 TM 63 9.4 5.4 1261 1552 0.81 59 4.0 91568
비교예12 TM+FM+B 61 9.2 5.4 1145 1561 0.73 42 3.5 65562
발명예7 TM 68 9.3 5.2 1255 1545 0.81 57 4.0 88065
발명예8 TM 63 8.9 5.2 1263 1552 0.81 61 3.5 94672
TM: 템퍼드 마르텐사이트, FM: 프레쉬(fresh) 마르텐사이트, B: 베이나이트, F: 페라이트
상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 조건에 부합하는 발명예 1 내지 8의 경우에는 우수한 인강강도와 인장강도×구멍확장율의 값을 가지고 있음을 알 수 있다. 반면, 비교예 1 내지 12의 경우에는 본 발명의 조건에 부합하지 않음에 따라 본 발명이 얻고자 하는 인강강도 또는 인장강도×구멍확장율의 값을 확보하고 있지 못함을 알 수 있다.
도 1은 발명예 5 및 비교예 5를 광학현미경으로 관찰한 사진이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 발명예 5의 경우에는 구오스테나이트의 평균 입경이 미세한 반면, 비교예 5의 경우에는 구오스테나이트의 평균 입경이 상대적으로 큰 것을 알 수 있다.
도 2는 발명예 5 및 비교예 5를 주사전자현미경에 부착된 전자후방산란회절로 미세조직을 측정한 후 고경각입계 및 저경각입계를 분석한 사진이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 발명예 5의 경우에는 FHAGB와 LHAGB가 높은 값을 갖는 반면, 비교예 5의 경우에는 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.2~0.4%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 1.0~2.0%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%이하(0%는 제외), Al: 0.1%이하(0%는 제외), Cr: 0.5%이하(0%는 제외), Mo: 0.2%미만(0%는 제외), Ti: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%이하(0%는 제외), B: 0.005%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 단상조직 또는 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트 혼합조직으로 이루어지며,
    상기 미세조직은 단위면적 45㎛×45㎛당 FHAGB가 60면적% 이상이고, LHAGB가 8mm이상인 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판.
    (단, 상기 FHAGB는 고경각입계를 갖는 결정립의 분율을 나타내며, LHAGB는 고경각입계를 갖는 결정립계의 총 길이를 나타내고, 상기 고경각입계란 인접한 결정립간의 불일치각도가 15˚이상을 갖는 결정립계를 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 Cu: 0.5%이하 및 Ni: 0.5%이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 Sb: 0.05%이하를 추가로 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 구오스테나이트 평균 입경이 6㎛ 이하인 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 인장강도(TS)가 1470MPa 이상이고, 인장강도(TS)(MPa)×구멍확장율(HER)(%)의 값이 73500MPa·% 이상인 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  6. 청구항 1에 기재된 냉연강판의 제조방법으로서,
    중량%로, C: 0.2~0.4%, Si: 0.5%이하(0%는 제외), Mn: 1.0~2.0%, P: 0.03%이하(0%는 제외), S: 0.015%이하(0%는 제외), Al: 0.1%이하(0%는 제외), Cr: 0.5%이하(0%는 제외), Mo: 0.2%미만(0%는 제외), Ti: 0.1%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%이하(0%는 제외), B: 0.005%이하(0%는 제외), N: 0.01%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도로 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 780~900℃의 온도범위에서 소둔 열처리하는 단계;
    상기 소둔 열처리된 냉연강판을 3℃/s 이하의 냉각속도로 650~750℃까지 서냉하는 단계;
    상기 서냉된 냉연강판을 40℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 급냉하는 단계; 및
    상기 급냉된 냉연강판을 180~240℃에서 재가열 및 과시효 열처리하는 단계;를 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 강 슬라브는 Cu: 0.5%이하 및 Ni: 0.5%이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 강 슬라브는 Sb: 0.05%이하를 추가로 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 과시효 열처리는 400초 이상 행하여지는 구멍확장성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.

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