KR101175392B1 - 초고강도 강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 초고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 탄소(C) 0.15~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.1~0.3wt%, 망간(Mn) 2.5~3.0wt%, 황(S) 0.001wt% 이하, 인(P) 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.2~0.5wt%, 크롬(Cr) 0.1~0.5wt%, 구리(Cu) 0.2~0.5wt%, 니켈(Ni) 0.1~0.3wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.06wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.06wt%, 보론(B) 0.001~0.002wt%, 질소(N) 0.006wt% 이하 및 잔부 철(Fe)과 강의 제조시 불가피한 불순물을 함유한다. 본 발명은 인장강도와 항복강도가 향상되는 동시에 적절한 연신율이 확보되므로 충돌안정성이 높아 자동차 부품에 널리 상용화될 수 있는 이점이 있다.

초고강도 강판, Cu, Ni복합첨가

Description

초고강도 강판의 제조방법{Method for producing of ultra high-strength steel sheet}

본 발명은 초고강도 강판의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 자동차의 범퍼 보강재나 도어 내의 충격흡수재에 사용되는 1200MPa급 인장강도를 갖는 초고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.

자동차 산업은 자원의 고갈, 지구 온난화의 급속한 진행, 고유가 등 시대적 요구에 부응하기 위해 고강도, 경량화에 집중하고 있으며, 최근에는 승객의 안전에 대한 규제가 점차 증대됨에 따라 초고강도강을 요구하고 있다.

초고강도강은 충돌시 승객의 안전을 보장할 수 있도록 성형성 보다는 인장강도에 초점을 맞춰 양산되고 있으며, 현재 양산되고 있는 초고강도강은 590MPa급 이상이 70%이상을 차지한다.

이러한 초고강도강은 변태유기소성(TRIP)강과 이상조직(DP)강이 대표적이며, 크게 열간압연, 냉간압연, 소둔공정을 통하여 제조된다.

페라이트와 펄라이트, 베이나이트를 갖도록 열간압연된 판재를 냉간압연하여 제품의 최종 두께로 가공한 후, A1변태점 이상의 소둔온도로 가열하고 냉각하며, 소둔과정에서 오스테나이트를 형성하고 소둔후 냉각과정에서 속도를 제어하여 최종조직이 마르텐사이트나 베이나이트가 되도록 하는 것이다.

이때, 최종조직을 마르텐사이트로 변태시킨 강을 이상조직강이라고 한다.

하지만 이상조직(DP)강은 마르텐사이트 분율이 증가할수록 강도가 증가하고 페라이트 분율이 증가할수록 연성이 증가하므로 강도 상승을 위해 마르텐사이트 분율을 증가시키면 상대적으로 페라이트 분율이 감소하여 오히려 연성이 저하되므로 1200MPa급 초고강도 강판에 적용하기 어려운 문제점이 있다.

그리고, 변태유기소성(TRIP)강은 소둔과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각 속도와 냉각 종료 온도 등을 제어하여 상온에서 오스테나이트를 일부 잔류시키고, 잔류오스테나이트가 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하도록 하여 응력집중을 완화시킴으로서 연성을 증가시켜 제조한다. 이러한 변형유기소성강은 강도와 연성이 동시에 우수한 특성을 갖는다.

하지만 변태유기소성강은 잔류오스테나이트가 상온에서 일정 분율 이상 유지되도록 실리콘(Si), 알루미늄(Al), 인(P) 등의 합금원소를 첨가하여 제조하므로 이들 원소들이 열간압연과정 중에 강판 표면으로 농화되어 프레시버트(Flash-butt) 용접성을 저하시키게 된다. 따라서 냉간압연을 위해 냉연 강판을 용접하는 경우 공정상 어려움을 초래하고, 최종제품으로 제조 후 용접하여 제조하는 부품의 경우에도 사용이 곤란한 문제점이 있다.

한편, 초고강도 강판이 사용되는 자동차 부품은 굽힘가공이나 프레스가공을 통해 비교적 간단한 형태의 부품으로 제조된다. 초고강도 강판을 제조함에 있어 성 형성은 중요하다. 하지만 오늘날과 같이 프레스가공 기술이 날로 발전되고 있는 상황에서는 성형성 보다 오히려 가공이 이루어지지 않는 부분의 항복강도가 높아야 승객을 보호할 수 있는 부품의 역할을 할 수 있다.

따라서 성형성보다는 항복강도를 향상시킬 수 있는 방법을 모색하는 것이 더욱 중요하다. 하지만 합금화 용융도금강판의 경우에는 열처리 특성상 항복강도를 향상시킬 수 있는 방안을 찾기 어려운 실정이다.

본 발명은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 항복강도가 높고 인장강도와 연신율의 균형을 이루며 도금특성이 우수하도록 용강의 합금조성 및 열간압연, 냉간압연, 소둔 등의 조건을 제어하는 초고강도 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 탄소(C) 0.15~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.1~0.3wt%, 망간(Mn) 2.5~3.0wt%, 황(S) 0.001wt% 이하, 인(P) 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.2~0.5wt%, 크롬(Cr) 0.1~0.5wt%, 구리(Cu) 0.2~0.5wt%, 니켈(Ni) 0.1~0.3wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.06wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.06wt%, 보론(B) 0.001~0.002wt%, 질소(N) 0.006wt% 이하 및 잔부 철(Fe)과 강의 제조시 불가피한 불순물을 함유한다.

상기 구리(Cu)와 니켈(Ni)은 1~2:1의 비율로 함유된다.

탄소(C) 0.15~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.1~0.3wt%, 망간(Mn) 2.5~3.0wt%, 황(S) 0.001wt% 이하, 인(P) 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.2~0.5wt%, 크롬(Cr) 0.1~0.5wt%, 구리(Cu) 0.2~0.5wt%, 니켈(Ni) 0.1~0.3wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.06wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.06wt%, 보론(B) 0.001~0.002wt%, 질소(N) 0.006wt% 이하 및 잔부 철(Fe)과 강의 제조시 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 Ar3점 이상의 온도에서 2~3시간 동안 균질화 처리하고, 850~950℃의 온도범위 에서 열간압연을 마무리하여 550~650℃에서 권취하고, 냉간압연한다.

상기 냉간압연 후에는 Ar1 온도 이상 Ar3 온도 이하 영역에서 5~120초간 유지한 후 10~70℃/s의 냉각속도로 460℃ 이하의 온도범위까지 냉각한다.

상기 구리(Cu)와 니켈(Ni)은 1~2:1의 비율로 함유된다.

본 발명은 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 등을 첨가하여 소입성과 충분한 강도를 확보하고, 구리(Cu), 니켈(Ni)을 복합첨가하는 합금설계로 도금성과 항복강도를 증가시키는 동시에 오스테나이트 안정화도를 향상시켜 잔류오스테나이트가 적정분율 함유되게 한다.

또한, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti)을 첨가하여 결정립 미세화를 극대화하여 도금성과 연신율을 향상시킨다.

또한, 소량의 보론(B)을 첨가하여 펄라이트 변태가 일어나지 않도록 한다.

따라서, 1180MPa 이상의 우수한 인장강도와 높은 항복강도 및 우수한 연신율을 갖는 초고강도 강판을 제조할 수 있다. 이에 따라 종래의 초고강도 강판보다 충돌안전성이 높아 자동차 부품에 널리 상용화될 수 있는 효과가 있다.

이하 본 발명에 의한 초고강도 강판의 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.

본 발명의 합금조성은 탄소(C) 0.15~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.1~0.3wt%, 망간(Mn) 2.5~3.0wt%, 황(S) 0 초과 0.001wt% 이하, 인(P) 0 초과 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.2~0.5wt%, 크롬(Cr) 0.1~0.5wt%, 구리(Cu) 0.2~0.5wt%, 니켈(Ni) 0.1~0.3wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.06wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.06wt%, 보론(B) 0.001~0.002wt%, 질소(N) 0 초과 0.006wt% 이하 및 잔부 철(Fe)을 포함한다.

상술한 합금조성을 갖는 강슬라브를 Ar3점 이상의 온도에서 2~3시간 동안 균질화 처리하고, 850~950℃의 온도범위에서 열간압연을 마무리하여 550~650℃에서 권취하고, 냉간압연을 실시한다.

이어서, 냉간압연된 강판을 Ar1 온도 이상 Ar3 온도 이하 영역에서 5~120초간 소둔 열처리하고 10~70℃/s의 냉각속도로 460℃ 이하의 온도까지 냉각하여 도금처리하며, 도금처리후에는 합금화열처리를 실시한다.

본 발명은 강의 주요성분인 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 등을 첨가하여 소입성과 충분한 강도를 확보하고, 구리(Cu), 니켈(Ni)을 복합첨가하여 도금성과 항복강도를 증가시키는 동시에 오스테나이트 안정화도를 향상시켜 잔류오스테나이트가 적정분율 함유되게 한다.

또한, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti)을 첨가하여 결정립 미세화를 극대화하여 도금성과 연신율을 향상시키고 소량의 보론(B)을 첨가하여 펄라이트 변태가 일어나지 않도록 한다.

미세조직은 평균입계사이즈가 5~10㎛인 페라이트가 20~30% 형성되고, 제2상(베이나이트, 마르텐사이트, 잔류오스테나이트)이 70~80% 형성되도록 하여 강도와 연성의 균형을 맞춘다.

페라이트는 연성확보와 관련된 미세조직으로 분율이 20% 미만이면 28% 연신 율 확보가 어렵고, 30%를 초과하면 강도저하를 수반한다. 제2상은 강도확보와 관련된 미세조직으로 분율이 70% 미만이면 초고강도 확보가 어렵고, 80%를 초과하면 강도증가에 따른 연신율 저하를 수반한다.

결정립 크기는 강도 확보와 관련된다. 페라이트 결정립 크기가 5㎛ 미만이면 연신율 확보가 어렵고 10㎛를 초과하면 결정립 조대화로 인한 강도저하를 수반한다.

이하, 본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량은 다음과 같다.

탄소(C) 0.15~0.20wt%

탄소(C)는 강도향상이 목적이다. 탄소는 0.15wt% 미만으로 첨가되면 제 2상의 분율이 저하되어 소망하는 강도를 확보하기 어렵고, 0.20wt%를 초과하면 강도는 증가하나 스폿용접성이 저하된다. 따라서 함량을 0.15~0.20wt% 범위로 설정한다.

실리콘(Si) 0.1~0.3wt%

실리콘(Si)은 탈산제로 첨가되는 것이 일반적이나 페라이트에 고용되는 페라이트 안정화 원소로 강도에 기여하며, 복합조직강에서 냉각시 오스테나이트-페라이트 변태로 촉진하여 페라이트 분율을 증가시키는 역할도 한다.

실리콘은 0.1wt% 미만으로 첨가되면 페라이트의 강도가 감소하고 탄화물 억제효과가 감소한다. 그리고 0.3wt%를 초과하면 표면에 산화물을 형성하여 도금특성을 저하시킨다.

망간(Mn) 2.5~3.0wt%

망간(Mn)은 고용강화와 소입성을 개선하는 효과를 통해 강도향상에 기여하고 오스테나이트를 안정화하여 잔류오스테나이트 및 마르텐사이트 생성을 쉽게 한다.

망간은 첨가량이 적으면 강도상승 효과가 적고 첨가량이 과도하면 망간밴드조직이 형성되고 편석이 급격하게 증가하여 강의 가공성 및 스폿 용접성을 저해하게 된다.

이러한 이유로 망간의 함량을 낮추면 가공성 및 스폿 용접성은 향상된다. 하지만 본 발명에서는 망간의 함량을 낮추지 않고 대신 탄소의 함량을 낮추어 스폿 용접성 및 가공성을 확보한다. 이는 탄소의 함량을 줄이지 않으면 우수한 스폿용접성과 재료 안정성이 확보되지 않기 때문이다.

이러한 사항을 감안하여 망간은 가급적 2.5wt% 이상 첨가한다. 하지만 망간이 과도하게 첨가되면 용접성 및 도금성이 크게 저하되고, 개재물 형성에 의한 수소유기취성을 야기하며, 열간압연시 판재 중앙에 편석대를 형성하므로 상한치를 3.0wt%로 제한한다.

황(S) 0 초과 0.001wt% 이하

황(S)은 인성 및 용접성을 저해하고 MnS 비금속 개재물을 증가시켜 강의 가공중 크랙을 발생하며 과다 첨가시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화한다. 특히, 본 발명에서는 망간을 다량 첨가하므로 황의 함량은 가급적 낮게 유지하는 것이 바람직하다. 따라서 상한치를 0.001wt% 이하로 제한한다.

인(P) 0 초과 0.01wt% 이하

인(P)는 재료의 강도확보에 유용한 원소이다. 그러나 다량으로 첨가하면 가공성이 저하할 뿐 아니라 용접성도 저하하므로 그 상한치를 0.01wt%로 제한한다.

알루미늄(Al) 0.2~0.5wt%

알루미늄(Al)은 탈산제로 주로 사용되는 원소로서, 강중의 질소와 결합하여 AlN을 형성시켜 조직을 미세화하며 강 중 산소를 제거함으로써, 슬라브 제조시 균열을 방지하는 기능을 갖는다.

본 발명에서는 연신율 개선효과가 있는 실리콘의 함량을 줄임에 따라 이를 보상하기 위해 알루미늄이 첨가되므로 0.2wt% 이상은 첨가되어야 한다. 하지만 과다 첨가시에는 탈산제로서의 작용이 포화되어 경제적으로 효용이 없고, 페라이트와 오스테나이트 상 중의 탄소확산을 촉진하여 강도가 저하되며, 연주특성도 불량해지므로 그 상한치를 0.5wt%로 제한한다.

크롬(Cr) 0.1~0.5wt%

크롬(Cr)은 페라이트 형성원소로서, 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 변태하는 것을 지연시켜 이상역 소둔 후 오스테나이트가 상온에서 마르텐사이트로 변태되도록 함으로써 강도를 향상시키는 역할을 한다.

크롬은 0.1wt% 미만으로 첨가되면 충분한 강도를 얻기 힘들고 0.5wt%를 초과하여 첨가되면 강도와 연성의 균형이 깨어지는 문제가 발생하므로 그 상한치를 0.5wt%로 제한한다.

구리(Cu) 0.2~0.5wt%

구리(Cu)는 강도향상 효과가 있지만 열간취성을 유발할 수 있는 문제점이 있기 때문에 적당량을 첨가하여야 하고 0.5%을 초과하여 첨가하였을 경우 고가의 니켈을 1:1비율로 첨가하여야 하므로 0.2~0.5wt%로 한정하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni) 0.1~0.3wt%,

니켈(Ni)은 구리의 첨가시 발생하는 적열취성을 방지하기 위한 원소로 첨가된다. 보통 Cu:Ni=1:1~2의 비율로 첨가시 효과가 좋다고 알려져 있다. 또한 니켈은 구리와 적절히 첨가시 도금성이 개선된다.

상기 이유로 본 발명에서 니켈은 0.1wt% 이상 첨가한다. 하지만 0.3wt%을 초과하여 첨가되면 경제적인 경제적인 측면에서 불리하므로 구리의 첨가량에 맞추어 0.1~0.3wt% 범위 내로 첨가한다.

통상, 구리(Cu) 첨가 열연강판의 경우에는 1100℃ 이상에서 열간취성(열간균열현상)이 발생한다. 열간취성은 산화스케일과 기지 사이에 연속적으로 형성된 액상의 Cu-rich상이 오스테나이트 입계를 따라 침투함으로써 발생한다. 이 경우 구 리(Cu):니켈(Ni)=2:1의 비율로 첨가하면 고상의 Cu-Ni-rich상이 형성되어 열간균열이 방지된다.

또한, 구리(Cu)와 니켈(Ni)을 동일한 비율로 복합첨가하면 망간(Mn)과 실리콘(Si)이 다량 첨가된 강종에서 표면의 산화물을 억제하고 대신에 내부산화물을 형성시키는 효과가 발생하여 도금특성을 개선할 수 있다. 이는 구리(Cu)와 니켈(Ni)이 망간(Mn)이나 실리콘(Si) 등이 도금표면에 산화되는 것을 억제하고 대신에 내부산화를 촉진시킬 수 있게 조절하기 때문이다.

따라서, 구리와 니켈을 복합첨가하여 도금성을 향상시키는 동시에 구리에 의한 열간취성을 방지한다. 구리와 니켈의 복합첨가는 잔류오스테나이트의 안정화도를 향상시켜 변태유기소성의 특성을 발휘한다. 이는 높은 인장강도와 항복강도 및 인장강도와 균형을 이룬 연신율을 확보한다.

티타늄(Ti) 0.02~0.06wt%

티타늄(Ti)은 강도를 향상시키는 원소로서 슬라브 재가열시 Ti탄화물을 형성하여 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되는 것을 돕는다. Ti탄화물은 페라이트 결정립 미세화를 촉진시켜 원하는 결정립 크기를 확보하는데 중요한 역할을 한다.

티타늄은 함량이 0.02wt% 미만이면 미세하게 분산된 Ti탄화물의 양이 충분하지 않아 강도향상 효과가 미비하고, 0.06wt%를 초과하면 Ti탄화물이 조대해져 강도를 저하시킨다.

니오븀(Nb) 0.02~0.06wt%

니오븀(Nb)은 NbN, NbC석출물을 형성하여 열간압연과 이상역 소둔시 입계성장을 가로막아 강판의 강도를 개선하거나, 철 내 고용강화를 통하여 강판의 강도를 개선한다.

니오븀은 0.02wt% 미만으로 첨가되면 NbC석출물의 석출량이 너무 적어 석출강화로 인한 강도향상의 효과를 기대할 수 없고, 0.06wt%를 초과하여 첨가되면 Nb가 고용되면서 r값을 저하시키고 항복강도를 증가시키므로 성형성을 약화시키게 된다.

보론(B) 0.001~0.002wt%

보론(B)은 강의 담금질성을 향상시키고, 재질편차를 줄일 수 있는 원소이다. 보론은 0.001wt% 미만으로 첨가되면 효과가 미비하고, 0.002wt%를 초과하면 보론이 강판 표면에 확산되어 도금성을 저하시키게 된다.

질소(N) 0 초과 0.006wt% 이하

질소(N)는 연성에 악영향을 주는 원소로서 가급적 낮게 유지하는 것이 유리하다. 특히, 질소는 과다 함유되면 연신율을 저감시켜 가공성을 저해하고 연성의 열화를 일으키기 쉬우므로 0.006wt% 이하로 억제한다.

본 발명은 상기 성분들을 함유하고 나머지는 실질적으로 철 및 불가피한 원소들이며 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 불가피한 불순물의 미세한 혼입 도 허용한다.

상기와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 제조되며, 여기서는 열간압연, 냉간압연, 소둔을 거쳐 강판 형태로 제조된 후에 그 강판의 표면에 용융아연도금 처리되는 아래의 공정을 거치게 된다.

[가열로 공정]

재가열은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위한 것이다. 재가열은 Ar3점 이상의 온도인 1200±50℃의 온도범위로 가열한다. 이는 재가열 온도가 낮으면 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 과도하게 높으면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트의 입도가 조대화되면서 강도가 감소하기 때문이다.

재가열 유지시간은 2~3시간이 바람직하다. 이는 재가열 유지시간이 길면 경제적으로 유용하지 못하고 짧으면 재질의 균질화 정도가 미비해 제품품질이 저하되는 문제가 발생할 수 있기 때문이다.

[열간압연/냉간압연 공정]

가열로 공정에서 재가열된 슬라브는 850℃ 이상 950℃ 이하의 온도에서 열간압연을 마무리하여 단상의 열연코일로 생산한다. 권취는 550~650℃의 온도로 실시한다. 이후 권취된 열연강판을 산세처리하고 50% 이상의 압하율로 냉간압연을 실시한다.

마무리 열간압연 온도는 850℃보다 낮으면 압연시 과도한 전위가 페라이트 내에 도입되어 냉각 또는 권취 중에 표면에 조대한 결정립이 형성되고, 950℃보다 높으면 페라이트 결정입도가 증가하여 강도가 감소한다.

권취온도는 650℃보다 높으면 망간(Mn), 실리콘(Si), 크롬(Cr)이 편석을 발생시킬 수 있고, 500℃보다 낮으면 원하는 강도와 가공성을 확보하기가 어렵다.

[연속소둔 공정]

최종 원하는 재질을 얻기 위해 소둔하는 단계로서, 본 발명의 특징인 항복강도를 높이는 동시에 인장강도와 연성의 균형이 이루어지도록 페라이트와 제2상의 분율을 제어한다. 즉, 마르텐사이트, 베이나이트의 분율 제어로 강도를 확보하고 페라이트와 잔류오트테나이트의 분율 제어로 연신율을 확보한다.

이를 위해 냉간압연된 강판을 Ar1 온도 이상 Ar3 온도 이하 영역에서 5~120초간 유지한 후 10~70℃/s의 냉각속도로 460℃ 이하까지 냉각한다.

Ar1온도 이상 Ar3 온도 이하 영역에서 5초 미만으로 유지할 경우, 가열중 오스테나이트 상이 충분히 형성되지 않아 적정량의 페라이트와 제2상의 분율을 얻을 수 없고, 120초를 초과할 경우에는 생산성이 저하되므로, 소둔시간은 5~120초간 유지하는 것이 바람직하다.

냉각속도는 10℃/s 보다 낮으면 펄라이트변태가 발생하고, 70℃/s 보다 높은 경우는 가스젯(Gas jet)를 이용하는 냉각방식에서 현실적으로 어렵다.

[용융아연도금 및 합금화열처리 공정]

연속 소둔된 강판은 460~480℃ 온도범위에서 용융아연도금한다. 용융아연도금 후에는 도금층의 안정적 성장을 위하여 490~520℃ 온도영역으로 재가열하여 합금화열처리를 실시하고 마르텐사이트 분율 확보를 위해 20~50℃/s이하의 냉각속도로 250℃까지 냉각한다.

이하, 상술한 초고강도 강판의 제조방법을 실시예를 통해 상세히 설명하기로 한다.

아래의 표 1은 각각의 성분 요소가 다른 본 발명의 실시예와 비교예를 나타낸 것이다.

(단위:wt%)

구분	C	Si	Mn	P (max)	S (max)	Al	Cr	Cu	B	Nb	Ti	Ni	N	비고
1	0.16	0.25	2.60	0.01	0.001	0.2	0.25	0.25	0.0015	0.04	0.02	0.15	0.006	발명예
2	0.12	0.25	2.50	0.01	0.001	0.2	0.25	-	0.0015	0.04	0.02	-	0.006	비교예
3	0.16	0.25	2.60	0.01	0.001	0.2	0.25	0.25	0.0015	0.04	0.02	0.15	0.006	발명예
4	0.19	0.25	2.65	0.01	0.001	0.2	0.25	0.25	0.0015	0.04	0.02	0.15	0.006	발명예
5	0.22	0.25	2.80	0.01	0.001	0.2	0.25	0.25	0.0015	0.04	0.02	0.15	0.006	비교예
6	0.16	0.25	3.20	0.01	0.001	0.2	-	-	0.0015	0.04	0.02	-	0.006	비교예
7	0.18	0.25	2.80	0.01	0.001	0.2	0.25	-	0.0015	0.06	0.02	-	0.006	비교예
8	0.15	0.25	2.50	0.01	0.001	0.2	0.4	0.25	0.0015	0.04	0.02	0.15	0.006	발명예
9	0.15	0.25	2.50	0.01	0.001	0.2	0.25	0.25	0.0015	0.04	0.02	0.15	0.006	발명예
10	0.15	0.25	2.50	0.01	0.001	0.2	0.25	0.35	0.0015	0.04	0.02	0.20	0.006	발명예
11	0.22	0.25	2.50	0.01	0.001	0.2	0.25	0.38	0.0015	0.04	-	-	0.006	비교예
12	0.23	0.48	2.50	0.01	0.001	0.2	0.25	-	0.0015	0.04	0.02	-	0.006	비교예

성분	소둔온도(℃)
	800				830				860
	YP	TS	El	도금성	YP	TS	El	도금성	YP	TS	El	도금성
1	850	1201	10.6	O	862	1221	11.6	O	834	1214	9.4	O
2	464	985	17.3	X	598	1006	12.8	X	617	1055	10.9	X
3	756	1237	9.5	O	772	1275	8.6	O	788	1297	8.4	O
4	830	1193	10.8	O	822	1188	11.1	O	799	1169	11.2	O
5	870	1289	9.3	O	889	1337	7.8	O	887	1356	7.8	O
6	811	1312	8.1	X	839	1332	7.9	X	847	1333	7.6	X
7	734	1199	11.1	X	749	1211	10.1	X	756	1222	9.4	X
8	820	1226	12.9	O	837	1224	11.0	O	848	1273	10.3	O
9	819	1202	11.1	O	823	1191	12.1	O	816	1218	10.3	O
10	833	1258	10.5	O	844	1271	10.1	O	853	1287	10.0	O
11	836	1231	9.1	X	822	1239	8.9	X	811	1210	7.8	X
12	665	1190	12.2	X	724	1210	11.2	X	736	1276	9.4	X

[YS(MPa):항복강도, TS(MPa):인장강도, EL(%):연신율, 도금성:양호(Ｏ), 불량(×)]

표 2는 표 1의 합금조성을 가지는 슬라브를 1250℃의 가열로에서 2시간 유지한 후에 열간압연, 냉간압연, 소둔, 도금 및 합금화열처리를 실시한 시편의 기계적 성질을 측정한 것이다.

즉, 850~900℃에서 열간압연을 마무리하고 550~580℃의 온도까지 냉각하여 1시간 유지한 후 산세처리 하였으며, 산세처리 후 50%의 압하율로 냉간압연을 실시하였다. 이후 냉간압연된 강판을 800~860℃에서 소둔처리 한 후 460℃까지 급냉하여 용융아연도금한 후 490~520℃에서 합금화 열처리를 실시하였다.

표 1과 표 2를 살펴보면, 구리(Cu)와 니켈(Ni)을 복합첨가하지 않은 경우 도금특성이 불량했고, 연신율도 낮았다. 하지만 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr), 구리(Cu), 니켈(Ni)의 함량을 본 발명의 범위로 합금설계한 경우에는 초고강도와 우수한 항복강도가 확보되었으며, 10% 이상의 연신율도 확보되었다.

즉, 구리(Cu)와 니켈(Ni)의 복합첨가가 망간(Mn)과 실리콘(Si)의 내부산화를 촉진시켜 도금성을 향상시키고, 구리(Cu)의 적열취성을 방지하여 구리(Cu)에 의한 항복강도를 개선시키고, 잔류오스테나이트의 안정화도를 향상시켜 변태유기소성강의 특징이 발휘되도록 한 것이다.

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 (5)

1. 삭제
2. 삭제
3. 탄소(C) 0.15~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.1~0.3wt%, 망간(Mn) 2.5~3.0wt%, 황(S) 0 초과 0.001wt% 이하, 인(P) 0 초과 0.01wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.2~0.5wt%, 크롬(Cr) 0.1~0.5wt%, 구리(Cu) 0.2~0.5wt%, 니켈(Ni) 0.1~0.3wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.06wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.06wt%, 보론(B) 0.001~0.002wt%, 질소(N) 0 초과 0.006wt% 이하 및 잔부 철(Fe)과 강의 제조시 불가피한 불순물을 포함하며,

   상기 구리(Cu)와 니켈(Ni)은 1~2:1의 비율로 함유되는 강슬라브를

   Ar3점 이상의 온도에서 2~3시간 동안 균질화 처리하고, 850~950℃의 온도범위에서 열간압연을 마무리하여 550~650℃에서 권취하고, 냉간압연하며,

   상기 냉간압연 후에는 Ar1 온도 이상 Ar3 온도 이하 영역에서 5~120초간 유지한 후 10~70℃/s의 냉각속도로 460℃ 이하의 온도범위까지 냉각하고 용융아연도금 및 합금화열처리를 수행하며,

   상기 용융아연도금은 460~480℃온도범위에서 수행하고, 상기 합금화열처리는 490~520℃의 온도영역에서 수행하며, 상기 합금화열처리 후에는 20~50℃/s의 냉각속도로 250℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판의 제조방법.
4. 삭제
5. 삭제