KR101008099B1

KR101008099B1 - 연성이 우수하고 에지부 균열이 없는 고강도 강판,용융아연도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101008099B1
Application number: KR1020080050366A
Authority: KR
Inventors: 김성일; 진영훈; 곽재현; 진광근
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2008-05-29
Filing date: 2008-05-29
Publication date: 2011-01-13
Also published as: WO2009145562A3; KR20090124264A; JP2011523443A; US20110064968A1; JP5456026B2; WO2009145562A2

Abstract

본 발명은 980MPa이상의 인장강도와 28%이상의 연신율을 갖고 에지(Edge)부위에 균열이 없는 강판을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판, 용융아연도금강판 및 이들을 제조하는 방법을 제공한다.

자동차 강판(AUTOMOBILE STEEL SHEET), 변형소성유기(TRANSFORMATION INDUCED PLASTICITY), 잔류 오스테나이트(REMAINED AUSTENITE), 마르텐사이트(MARTENSITE)

Description

연성이 우수하고 에지부 균열이 없는 고강도 강판, 용융아연도금강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET AMD GALVENIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCILITY AND FREE EDGE CRACK AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차의 각종 구조부재에 주로 사용되는 강도 및 가공성이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

보다 상세하게는 인장강도 780~980MPa의 강도를 가지면서 동시에 연신율이 최소 28% 이상이고, 냉간압연 후 압연판 에지(Edge)부위의 균열발생이 없는 고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

자동차의 구성품 중 구조부재로 사용되는 강판은 외부의 충격을 잘 흡수하여 차량의 충돌시 승객의 안정성을 향상시킬 수 있어야 한다. 최근에는 이와 같은 부품으로 인장강도 780MPa 이상, 연신율 25% 이상의 강도와 성형성이 모두 우수한 강판이 주로 사용되고 있으며, 높은 인장강도와 높은 연신율, 낮은 항복비(항복강도/인장강도의 비율)를 가져야 한다.

최근에는 자동차 배기가스에 의한 환경오염문제가 대두되면서 연비를 더욱 향상 시키기 위한 기술개발의 방향으로 인장강도 780MPa 이상의 초고강도강을 사용 하여 자동차 경량화를 이루기 위한 연구가 증가되고 있다.

자동차용 고강도강은 대표적으로 변태유기소성변형강(TRIP: Transformation Induced Plasticity)과 이상조직강(DP: Dual Phase)이 있다.

가공성이 우수한 초고강도강의 제조공정은 크게 슬라브제조, 열간압연, 열간압연 판재를 냉각하여 권취하는 공정, 냉간압연 그리고 소둔공정으로 구분되는데, 열간압연 후 페라이트와 펄라이트의 조직을 갖는 판재를 냉간압연을 하여 가공한 후 A₁ 변태점 이상 A₃ 이하의 온도로 소둔을 한 후, 냉각 시 냉각속도를 조절하여 소둔과정에서 형성된 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키는 경우 이 강을 이상조직상이라고 한다. 상기의 이상조직강은 마르텐사이트와 페라이트의 분율에 의해 강도가 결정이 되는데, 전체 조직 중에서 마르텐사이트의 비율이 증가할수록 강도가 증가하고 연성이 감소하게 되므로, 적정한 마르텐사이트의 비율을 가져야만 한다. 한편, 상기 이상조직강을 제조하는 방법과 같이 소둔과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각속도와 종료되는 냉각온도를 제어하므로써 상온에서 일부 오스테나이트를 잔류시킴으로써 강도와 연성을 동시에 증가시키는 방법이 있다. 이렇게 생성된 잔류 오스테나이트를 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하도록 해서 강도증가와 함께 소성유기변태에 의해 응력집중을 완화시킴으로써 연성을 증가시키는데 이를 변태유기소성강(TRIP)이라고 부르며, 높은 강도와 연성을 갖는 고강도강으로 사용되고 있다.

상기의 변태유기소성강은 준안정한 잔류 오스테나이트를 변형 시 상온에서 마르텐사이트로의 변태를 억제하여 일정한 분율 이상을 유지하는 것이 강도와 연성을 높이는 데 매우 중요하다. 이를 위해 Si, Al 등을 첨가하여 페라이트 내 탄소의 활동도를 높여서 탄화물 생성을 억제하여 오스테나이트상 내에 탄소의 농도를 증가시킴으로써 잔류 오스테나이트의 안정성을 확보한다.

이러한 높은 강도와 연신율을 확보하기 위한 기 공지된 기술로는 일본 특개평 6-1458920이 있다. 이 기술에 의하면 C:0.6~0.22wt%, Si:0.05~1.0wt%, Mn:0.5~2.0wt%, Al:0.25~1.5wt% 를 함유한 강에 경우에 따라 Mo:0.03~0.3wt% 를 첨가하여 490MPa 이상의 가도와 35% 이상의 연신율을 갖는 강을 제공한다.

또한 한국 특허공개공보 2002-0045212호에서는 C:0.15~0.30wt%, Si:1.5~2.5wt%, Mn:0.5~2.0wt%, Al:0.02~0.1wt% 를 함유한 강이 780MPa이상의 강도와 30%이상의 연신율을 갖는 강을 제공한다.

일본특개 2005-336526호 공보에 의하면 C:0.06~0.6wt%, [Si+Al]:0.5~3.0wt%, Mn:0.5~3.0wt% 를 함유한 강이 800MPa급 강도와 40% 연신율을 갖는 강을 제공한다. 그러나 성분에서는 실제 내용을 보면 [Al+Si]의 양이 1.5wt% 이하인 것을 알 수 있다. 예를 들어 Al이 1wt%가 첨가되면 Si는 0.5wt%가 첨가되는 형식이다. 그러므로 성분범위가 0.5~3.0wt%인 [Si+Al]가 아니라 1.5wt%가 정확한 표현이다. 그리고 내용 중 제조공정을 두가지로 분류하는데, 첫째는 열간압연 후 소둔이나 도금을 하는 제조공정, 둘째는 열간압연, 냉간압연 후 2단 소둔을 하는 제조공정으로 분류를 했다. 2단 소둔시 냉간압연 이후 1단계 소둔에 의해 기지조직에 마르텐사이트를 형성 하고, 2단계 소둔에서 통상적인 변태유기소성강에서 실시하는 소둔을 하여 제조를 하는데 이는 경제적으로 손실이며 적용가능성이 낮다.

상기의 타 기술들은 각각 강도가 490MPa, 780MPa 급 정도의 강도에 불과하며, 제조공정이 복잡하므로 780MPa 이상의 인장강도와 28%이상의 연신율을 동시에 확보하기 위해서는 경제적으로도 유리하고 적용가능성이 높은 제조기술이 필요하다.

본 발명은 조성성분을 제어하고, 열간압연시에 냉각단계를 조정하여 마르텐사이트 분율을 30~70% 포함하도록 제어하여 980MPa이상의 인장강도를 갖고 28%이상의 연신율을 가짐과 동시에 에지(Edge)부위의 크랙이 없는 고강도 강판, 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 및 용융아연도금강판을 제공한다.

본 발명은 중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하는 강 슬라브를 A₃이상의 온도범위에서 열간압연하고 30~200℃/s의 냉각속도로 600~800℃의 온도범위까지 1차 냉각하는 단계;

600~800℃의 온도범위에서 공냉하는 단계;

50~200℃/s의 냉각속도로 상온~300℃의 온도범위까지 2차 냉각하는 단계; 및

상온~300℃의 온도범위에서 권취하는 단계

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판을 제조하는 방법을 제공한다.

또한, 본 발명은 중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하는 강 슬라브를 A₃이상의 온도범위에서 열간압연하고 30~200℃/s의 냉각속도로 600~800℃의 온도범위까지 1차 냉각하는 단계;

600~800℃의 온도범위에서 공냉하는 단계;

50~200℃/s의 냉각속도로 상온~300℃의 온도범위까지 2차 냉각하는 단계;

상온~300℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및

30~50%의 압하율로 냉간압연하고 소둔하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판을 제조하는 방법 및 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 고강도 용융아연도금강판을 제조하는 방법을 제공한다

본 발명은 성분구성과 제조조건을 제어함으로써 980MPa 이상의 인장강도와 28% 이상의 연신율을 갖게 되어 높은 강도와 가공성을 가진 구조용 부품에 이용될 수 있고, 동시에 에지부위의 크랙이 발생하는 것을 방지함으로써 경제성을 높일 수 있는 효과가 있다.

이하, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%).

탄소(C)의 함량은 0.1~0.25%로 한다. C는 가장 중요한 성분으로 강도 및 연성 등 모든 물리적, 화학적 특성에 밀접한 관계를 갖는다. 본 발명에서는 탄소의 양이 0.1% 미만이 되면 잔류 오스테나이트의 분율과 안정성이 감소하며, 0.25%를 초과하게 되면 용접성이 저하되며, 제2상 분율의 과대한 증가로 인하여 가공성이 저하되는 단점이 있으므로, C의 조성범위를 0.1~0.25%로 제한하였다.

실리콘(Si)의 함량은 1.0~1.9%로 한다. Si는 페라이트에 고용되어서 페라이트를 안정화 시키는 성분이며, 본 냉연강판에서는 페라이트 내에 고용되어 탄소의 활동도를 높임으로써 오스테나이트 상 내에 탄소의 농도를 증가시키고, 카바이트상의 생성을 억제시켜서 잔류 오스테나이트의 안정성을 높이는 역활을 한다. 그리고 고용됨으로써 강도 증가효과가 있다. Si의 양이 1.0% 미만이 되면 강의 강도가 저하되며, 카바이드상과 같은 탄화물 생성억제 효과가 저하되고, 1.9%르 초과하게 되면 열연스케일을 유발시키며, 도금성이 나빠지고 용접성도 열화되는 특성이 있다. 따라서 Si의 조성범위를 1.0~1.9%로 제한하였다.

망간(Mn)의 함량은 1.5~2.5%로 한다. Mn은 경화능을 크게하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 생성을 용이하게 하며 강도를 증가시키는 성분으로 오스테나이트를 안정화시키는 성분이다. 따라서 1.5% 미만을 첨가하는 경우에는 상기 효과를 기대할 수 없고, 2.5%를 초과하여 과도하게 첨가되는 경우 용접성이 저하되고, 열간 압연시 판재의 중앙에 편석대를 형성하며 개재물 형성으로 수소취성을 야기시킨다. 따라서 Mn의 함량은 1.5~2.5%로 한다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.5~1.6%로 한다. Al은 Si에 비해서는 고용강화 효과가 떨어지지만 페라이트 안정화 원소로서 고용강화 효과를 나타내고, 카바이드와 같은 탄화물의 생성을 억제하며, 잔류 오스테나이트의 탄소농도를 증가시켜서 안정성을 높이는 성분이다. Al의 함량이 0.5% 미만에서는 오스테나이트의 안정성이 저하되고 탄화물의 생성을 억제하기가 힘들며, 1.6% 초과에서는 오스테나이트의 분율이 저하되어서 연성이 상대적으로 저하되며 표면 특성이 나빠지게 된다. 따라서 Al의 함량은 0.5~1.6%로 한다.

티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.03%로 한다. Ti는 Al성분의 N과의 결합을 통한 AlN 질화물을 형성을 억제하여 Al이 본연의 작용을 할 수 있게 TiN을 형성하는 성분으로 0.005% 미만에서는 그러한 역활을 하기 힘들며, 0.03%를 초과해서는 더 이상 첨가하는 효과을 기대할 수 없으므로, Ti의 함량은 0.005~0.03%로 한정하였다.

붕소(B)의 함량은 5~30ppm으로 한다. B는 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시키는 성분이고, 5ppm 이상 첨가되면 고온에서 오스테나이트 입계에 편석되어 페라이트 형성을 억제하여 경화능 향상을 기여하지만 과다하게 30ppm 초과하여 첨가되면 재결정 온도를 상승시켜서 드로잉성을 저하시키며 용접성을 열화시킨다. 따라서 B의 함량은 5~30ppm 으로 한정한다.

안티몬(Sb)의 함량은 0.01~0.03%로 한다. Sb는 적정한 양의 0.01~0.03%를 첨가하면 표면특성을 개선시키나, 0.03% 초과하여 과다하게 첨가되면 표면에 농화가 발생하여 표면특성이 나빠지게 된다. Sb는 철강재료에 불가피하게 포함될 수 있는불순물의 일종으로 그 함량이 0.01%미만이면 특정한 목적없이 강을 제조한 경우에도 얻어질 수 있는 함량이며, Sb의 함량이 0.01%미만인 경우에는 표면에 농화가 발생하여 표면특성의 변화를 일으키기에는 너무 적기 때문에 0.01%이상으로 한다. 따라서 Sb의 함량은 0.01~0.03%로 한정한다.

본 발명에서는 1.75≤Si+Al≤3.25 를 만족한다. Si와 Al은 모두 강의 탄화물 형성을 억제하는 역활을 하여 잔류 오스테나이트내 고용탄소의 함량을 높여주고 잔류 오스테나이트 안정성을 개선시키는 역활을 함으로써 TRIP강의 강도와 연신율을 고려할 때 두 성분의 함량을 함께 제어하는 것이 필요하다. 두 성분이 함량이 3.25%를 초과하면 표면 산화물 과다형성에 의한 도금성 등의 표면품질이 저하하며 2상역 소 둔 열처리 중 오스테나이트 분율 감소로 강도 및 연성이 감소할 수 있다. 또한 1.75% 미만이면 목표로 한 인장강도 780MPa 이상의 TRIP강을 제조하는데 필요한 기본 고용강화 효과가 감소하며 잔류 오스테나이트 안정성을 확보하기 어렵게 된다. 따라서 Si+Al의 함량은 1.75~3.25%로 한다.

본 발명은 상기의 조성을 포함하고 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 구성된다.

이하, 본 발명의 제조방법을 상세히 설명한다.

본 발명은 상기의 조성을 만족하는 강 슬라브를 A₃ 이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연 후 30~200℃/s의 냉각속도로 1차 냉각한다. 이때 냉각속도가 30℃/s 미만에서는 펄라이트 조직이 형성될 수 있어서 목표로 하는 재질을 확보하기 어려우며, 200℃/s 초과하면 강판의 온도편차 발생에 의해 잔류 응력 발생으로 소재의 뒤틀림이 발생할 수 있으므로 30~200℃/s로 한정한다.

상기 1차 냉각하고 600~800℃의 온도구간에서 5~20초간 유지한다. 이는 강제냉각 없이 상온의 대기에서 자연대류에 의해 냉각됨을 의미한다. 600℃ 미만에서는 페라이트 상형성 분율 확보가 어렵고 800℃ 초과에서는 과도한 페라이트가 형성되거나 펄라이트 조직이 형성될 수 있다.

상기 공냉한 후에 50~200℃/s의 냉각속도로 2차 냉각한 후 상온~300 ℃ 에서 권취한다. 냉각속도 50℃/s 미만에서는 베이나이트상 형성에 의해 목표로 하는 조직을 얻기 어려우며 200℃/s 초과에서는 과도한 마르텐사이트상이 형성될 수 있으며 압연판의 형상 뒤틀림 발생할 수 있어 2차 냉각속도는 50~200℃/s로 한정한다.

또한 권취온도가 300℃를 초과하게 되면 베이나이트상 형성에 의해 목표로 한 조직을 확보하기 어렵고 상온~300℃로 권취를 하게 되면 기지조직이 레쓰(lath)형상의 미세한 마르텐사이트 조직을 갖지게 되므로 열연 후 높은 전위밀도와 균일한 고용탄소 분포를 갖게 된다. 따라서 권취온도는 상온~300℃로 한정한다.

권취 후 30~50%의 압하율로 냉간압연 한다. 통상적으로 60%의 압하율로 하는데 반해, 본 발명에서는 30~50%의 압하율로 냉간압연한다. 이는 냉간압연을 통해서 권취 후 생긴 마르텐사이트 조직과 페라이트 조직 중 페라이트 조직에 전위밀도를 충분히 증가시킬 수 있으며, 소둔 중 탄소의 재고용과 오스테나이트상 형성이 균일하게 발생하게 된다. 냉간압하율이 30% 미만이면 페라이트 조직내 전위밀도가 충분하지 않아 목표로 하는 조직을 얻기 어려우며 50% 초과하면 마르텐사이트상과 페라이트상 경계에서 미세균열이 쉽게 발생하여 특히 압연판 에지(edge)부위에 균열 결함이 발생하게 된다. 따라서 냉간압하율을 30~50%로 제한한다.

냉간압연 후 통상적인 소둔공정을 한다.

본 발명은 냉간압연한 후에 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금한다. 소둔공정 이후에 용융아연이 담겨진 도금욕에 강판을 통과시켜 표면층에 도금층을 일정한 두께로 부착시킨다. 이 때 도금욕의 온도는 450~500℃가 바람직하며 30℃/s 이하의 속도로 서냉시키는 공정으로 용융아연도금강판을 제조한다.

또한 도금욕조를 통과한 도금강판을 곧바로 500~600℃의 온도구간으로 가열하여 용융아연도금층의 합금화 열처리를 한 후 30℃/s 이하의 속도로 서냉시키는 고정으로 합금화 용융아연도금강판을 제조한다.

이하, 본 방법에 의해서 제조되는 강판의 조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에서 열간압연 후의 열연강판은 마르텐사이트 분율이 30~70%인 것을 특징으로 한다. 열간압연 후 1차 및 2차 냉각과정으로 생성된 레쓰(lath)형상의 미세한 마르텐사이트 조직은 냉간압연 후 소둔과정에서 균일한 오스테나이트 변태를 유도하고 이로부터 안정화된 잔류 오스테나이트의 분율을 증가시킨다. 통상적으로 한번의 냉각과정만으로 열연강판을 제조하는데 이때의 열연강판은 조대한 탄화물이 존재하는 펄라이트 조직을 함유하게 된다. 조대한 탄화물은 냉간압연 후 소둔과정에서 재고용되는데 탄화물의 크기가 조대하여 700℃이상의 고온에서도 재고용되지 않고 잔류하기 쉬우며 소 둔 중 오스테나이트는 탄소의 농도가 높은 탄화물 근처에서 주로 형성되기 시작하며 상대적으로 탄화물이 없는 영역에서는 오스테나이트 형성이 잘 이루어지지 않게 된다. 따라서 2상역 소 둔 중에 오스테나이트 분율이 낮아지고 국부적인 편차도 발생하여 소둔 후 냉각과정에서 발생하는 잔류 오스테나이 트 분율이 감소하게 된다. 열연강판에서의 마르테사이트 상은 이러한 단점을 개선할 수 있다.

본 발명에서는 1차 및 2차 냉각과정을 거쳐 마르텐사이트 상을 형성시키면 탄화물이 거의 형성되니 않은 채 열연강판을 제조할 수 있다. 이와 같은 마르텐사이트상을 포함한 열연강판은 소둔 열처리중에 전위밀도가 높은 마르텐사이트 조직에서 미세탄화물이 형성되었다가 곧바로 재고용되므로 탄소농도의 편차가 펄라이트 조직을 갖는 경우에 비해 상당히 감소한다. 따라서 소둔 중 형성되는 오스테나이트 상은 결정립계 부근과 레쓰 마르텐사이트 조직이었던 부근 등에 골고루 분포하여 형성되므로 잔류 오스테나이트 분율과 안정성을 높일 수 있다.

또한 마르텐사이트상에 의해 높아진 전위밀도를 활용하여 비교적 낮은 냉간압하율을 적용하여 냉간압연 후 에지(Edge)부위에 쉽게 발생하는 미세균열 형성을 억제할 수 있다. 이때 열연강판의 마르텐사이트 분율이 30%미만이면 잔류 오스테나이트 분율 증가 효과가 미약하고, 70%이상이면 냉간압연시 에지부위에 미세균열이 발생하므로 본 발명에서는 열연강판의 마르텐사이트 조직 분율을 30~70%로 제한한다.

본 발명의 냉간압연 및 소둔공정을 거친 후의 냉연강판은 페라이트와 베이나이트 조직에 잔류 오스테나이트가 생성된다. 이때 본 발명에서의 잔류 오스테나이트의 분율은 5~15%를 갖는다. 열연강판에서의 레쓰 형상의 마르텐사이트 조직의 영향으로 잔류 오스테나이트 상이 레쓰 형상으로 나타나며 다른 형상의 잔류 오스테 나이트에 비해 안정된 것이다. 또한 베이나이트 조직의 분율은 20~40%를 갖고 나머지는 페라이트로 이루어진다.

본 방법에 의하면 가공성이 우수한 780~980MPa 의 인장강도와 28% 이상의 연신율을 갖는 고강도 냉연강판을 제조할 수 있다.

이하 본 발명의 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

(실시예)

표1은 실시예에서 사용된 강의 조성범위이고 본 발명에서는 목적으로 하는 인장강도와 연신율을 얻기 위해 성분의 적절한 조정이 중요하다.

구분	C	Mn	Si	P	S	Al	Ti	B	Sb	N	Si+Al	비고
1	0.11	1.95	1.51	≤0.02	≤0.005	1.05	0.018	0.001	0.022	≤0.003	2.56	발명강
2	0.15	1.98	1.45	≤0.02	≤0.005	1.23	0.016	0.001	0.017	≤0.003	2.68	발명강
3	0.19	1.52	1.47	≤0.02	≤0.005	0.55	0.014	0.001	0.02	≤0.003	2.02	발명강
4	0.21	1.55	1.49	≤0.02	≤0.005	1.03	0.011	0.001	0.015	≤0.003	2.52	발명강
5	0.19	1.51	1.5	≤0.02	≤0.005	1.45	0.008	0.001	0.027	≤0.003	2.95	발명강
6	0.25	1.89	1.44	≤0.02	≤0.005	0.82	0.019	0.001	0.02	≤0.003	2.26	발명강
7	0.24	2.44	1.56	≤0.02	≤0.005	1.25	0.015	0.001	0.022	≤0.003	2.81	발명강
8	0.23	1.62	1.65	≤0.02	≤0.005	1.39	0.014	0.001	0.015	≤0.003	3.04	발명강
9	0.08	1.88	0.05	≤0.02	≤0.005	0.03	0.017	0.001	0.02	≤0.003	0.08	비교강
10	0.21	1.56	1.83	≤0.02	≤0.005	0.03	0.012	0.001	0.022	≤0.003	1.86	비교강
11	0.18	1.78	0.06	≤0.02	≤0.005	0.56	0.015	0.001	0.019	≤0.003	0.62	비교강
12	0.21	1.82	0.52	≤0.02	≤0.005	0.62	0.014	0.001	0.02	≤0.003	1.14	비교강
13	0.19	1.65	1.07	≤0.02	≤0.005	0.58	0.01	0.001	0.021	≤0.003	1.65	비교강
14	0.18	1.48	1.52	≤0.02	≤0.005	0.07	0.015	0.001	0.022	≤0.003	1.59	비교강
15	0.23	2.35	1.63	≤0.02	≤0.005	1.78	0.015	0.001	0.022	≤0.003	3.41	비교강

표1의 조성을 갖는 강슬라브를 열연공정을 거쳐 냉각 및 권취 후 냉간압연, 소둔하였으며 이에 대한 냉각조건과 냉간 압하율 및 인장시험결과 등을 표 2에 나타내었다.

재료의 기계적 특성 중 인장 특성은 성분과 미세조직의 제조조건에 따라 달라진다. 본 발명의 강판은 열연 직후에 생성된 레쓰(lath)형상의 미세한 마르텐사이트 조직에 의해 소 둔 과정에서 균일한 오스테나이트 변태를 유도하고 이로부터 안정화된 잔류 오스테나이트의 분율을 증가시켜서, 변형을 받을 때 변태를 통해 우수한 기계적 특성을 얻고자 하는 것이다.

또한 마르텐사이트상에 의해 높아진 전위밀도를 활용하여 비교적 낮은 냉간압하율을 적용하여 냉간압연 후 에지(Edge)부에 쉽게 발생하는 미세균열 형성을 억제하고자 하였다. 이와 같은 특성을 얻기 위해서는 기본적으로 본 발명에서 제안한 성분을 만족시켜야 하며 열연 직후 냉각과정과 마르텐사이트 분율 그리고 냉간압하율이 최적으로 조율되어야 한다.

구분		1차냉각속도 ℃/s	중간 온도 ℃	공냉 시간 sec	2차냉각속도 ℃/s	권취 온도 ℃	냉간 압하율 %	마르텐사이트분율 %	TS MPa	T-El %	에지크랙길이 mm
1	발명재	100	680	5	150	200	50	70	740	30	0.02
2-1	발명재	100	700	5	150	200	45	70	783	32	0.05
2-2	비교재	100	600	1	200	200	55	70	785	31	1.2
2-3	비교재	120	650	5	250	200	60	70	778	32	3.2
3-1	발명재	60	680	8	120	220	40	55	787	35	0
3-2	비교재	80	680	8	120	220	60	55	790	33	2.5
3-3	비교재	100	700	2	250	200	40	90	792	31	3.4
4-1	발명재	80	650	8	100	200	30	60	925	32	0
4-2	비교재	80	650	1	200	200	30	75	930	30	2.2
4-3	비교재	80	650	2	250	200	30	90	840	30	4
5-1	발명재	100	680	5	150	200	40	65	840	31	0.02
5-2	비교재	30	700	5	80	200	40	10	773	27	0
6	발명재	80	650	8	120	200	40	50	945	30	0.05
7-1	발명재	80	650	8	120	200	50	45	990	28	0.07
7-2	비교재	50	650	9	120	200	60	45	988	28	3
7-3	비교재	30	-	-	-	650	50	0	985	26	0
8-1	발명재	80	680	8	100	200	40	60	935	30	0.08
8-2	비교재	30	-	-	-	650	40	0	920	27	0
9	비교재	80	700	8	100	100	40	60	680	20	0.02
10-1	비교재	30	650	6	100	200	40	40	930	27	0
10-2	비교재	30	-	-	-	650	40	0	825	28	0
11	비교재	80	980	8	100	200	40	50	790	18	0
12-1	비교재	100	700	8	100	200	40	50	800	22	0.05
12-2	비교재	120	700	10	100	200	60	50	815	22	0.2
12-3	비교재	50	-	-	-	630	40	0	790	20	0
13	비교재	80	720	15	100	250	40	40	785	27	0
14	비교재	80	710	8	100	200	40	60	740	35	0
15	비교재	50	680	8	100	200	40	40	960	23	0

표2에 열연 직후 냉각과정과 마르텐사이트 분율, 냉간압하율 그리고 기계적 성질과 에지(Edge)부위 균열발생 정도를 측정하여 그 결과를 도시하였다.

비교재 9 내지 15는 기본적인 성분요건을 충족하지 못하여 제조과정 중 냉각조건과 마르텐사이트 분율 및 냉간 압하율 조건이 적절하게 조절되어도 본 발명에서 목표로 하는 강도와 연성을 얻지 못하였음을 알 수 있다.

또한 비교재 2-2, 2-3, 3-2, 3-3, 4-2, 4-3, 5-2, 7-2, 7-3, 8-2 는 성분요건을 충족하였지만 냉각조건, 마르텐사이트 분율, 냉간압하율 등의 요건을 충족시키지 못하여 목표로 하는 기계적 성질을 얻지 못하거나 에지부위에 미세균열이 발생한 것을 알 수 있다.

표2에서 에지부위의 크랙길이 측정은 마르텐사이트 분율을 200배율 광학 현미경으로 관찰한 것으로, 두께 t/4 위치에서의 미세조직을 2% Nital 에칭액으로 에칭한 후 화상분석기로 측정한 결과이며 에지부위에 발생한 미세한 균열은 냉간압연된 압연판 에지부위를 무작위로 선정하여 길이 100mm 내에서 발생한 가장 길이가 긴 균열을 30개이상 선택한 후 평균한 값으로 하였다.

도1은 본 발명을 위해 예비 시험된 [Si]+[Al]함량 vs 열연 후 마르텐사이트 부피분율에 따른 인장강도의 시험결과를 나타낸 것이다.

도2는 본 발명을 위해 예비 시험된 [Si]+[Al]함량 vs 열연 후 마르텐사이트 부피분율에 따른 연신율의 시험결과를 나타낸 것이다.

도3은 본 발명을 위해 예비 시험된 [Si]+[Al]함량 vs 열연 후 마르텐사이트 부피분율에 따른 냉간압연 후의 에지(Edge)부위 균열길이를 나타낸 것이다.

도4는 본 발명에 따라 제조된 발명강과 비교강의 [Si]+[Al]함량 vs 열연 후 마르텐사이트 부피분율에 따른 인장강도, 연신율 및 냉간압연 후 에지(Edge)부위 균열길이를 나타낸 것이다.

Claims

중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하고, 열간압연 후 미세조직의 분율은 마르텐사이트가 30~70%이고 나머지는 페라이트인 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판.
중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하고, 냉간압연 후 미세조직의 분율은 잔류 오스테나이트 5~15%, 베이나이트 20~40%이고, 나머지는 페라이트인 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판.
제 3 항에 있어서, 상기 냉연강판은 780MPa~980MPa의 인장강도와 28% 이상의 연신율을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판.
중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하고, 용융아연도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 용융아연도금강판.
중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하는 강 슬라브를 A₃이상의 온도범위에서 열간압연하고 30~200℃/s의 냉각속도로 600~800℃의 온도범위까지 1차 냉각하는 단계;

600~800℃의 온도범위에서 공냉하는 단계;

50~200℃/s의 냉각속도로 상온~300℃의 온도범위까지 2차 냉각하는 단계; 및

상온~300℃의 온도범위에서 권취하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판의 제조방법
중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하는 강 슬라브를 A₃이상의 온도범위에서 열간압연하고 30~200℃/s의 냉각속도로 600~800℃의 온도범위까지 1차 냉각하는 단계;

600~800℃의 온도범위에서 공냉하는 단계;

50~200℃/s의 냉각속도로 상온~300℃의 온도범위까지 2차 냉각하는 단계;

상온~300℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및

30~50%의 압하율로 냉간압연하고 소둔하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판의 제조방법.
중량%로, C:0.1~0.25%, Si:1.0~1.9%, Mn:1.5~2.5%, Al:0.5~1.6%, Ti:0.005~0.03%, B:5~30ppm, Sb:0.01~0.03% 를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 1.75≤Si+Al≤3.25 % 를 만족하는 강 슬라브를 A₃이상의 온도범위에서 열간압연하고 30~200℃/s의 냉각속도로 600~800℃의 온도범위까지 1차 냉 각하는 단계;

600~800℃의 온도범위에서 공냉하는 단계;

50~200℃/s의 냉각속도로 상온~300℃의 온도범위까지 2차 냉각하는 단계;

상온~300℃의 온도범위에서 권취하는 단계;

30~50%의 압하율로 냉간압연하고 소둔하는 단계; 및

용융아연도금하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.