KR101277235B1 - 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 박강판 - Google Patents

Abstract

본 발명은 열연 제어냉각과 경압하 냉연 및 소둔을 통해 급냉 설비 없이 750MPa 이상의 고강도를 가지면서 용접성 등의 재질 특성이 우수한 저합금 고강도 박강판을 제조하는 방법 및 이에 의해 제조되는 박강판에 관한 것이다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법은, 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0%, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080% 포함되고, 여기에 Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중에서 선택되는 적어도 1종 이상과 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 C, Si, Mn, Cr, P, S가, C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.54 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.263을 만족하는 강의 슬라브를 1100 ~ 1300℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 마무리 열간압연 및 ROT 냉각 후에 권취온도(CT)가 555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr을 만족하는 범위 내에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연 스트립을 산세처리 후에 10 ~ 34%의 압하율로 냉간압연하고 연속소둔 및 최종 냉각하는 단계;를 포함한다.

Description

용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 박강판{MANUFACTURING METHOD FOR LOW ALLOY HIGH STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT WELDABILITY AND THE STEEL SHEET MANUFACTURED THEREBY}

본 발명은 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법 및 이에 의해 제조되는 박강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 열연 제어냉각과 경압하 냉연 및 소둔을 통해 급냉 설비 없이 750MPa 이상의 고강도를 가지면서 용접성 등의 재질 특성이 우수한 저합금 고강도 박강판을 제조하는 방법 및 이에 의해 제조되는 박강판에 관한 것이다.

최근 자동차용 업계에서는 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다. 특히, 자동차의 충격 안전성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(Member), 시트레일(seat rail) 및 필라(Pillar) 등의 구조부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다. 상기 구조부재는 인장강도 대비 항복강도가 높을수록 즉, 항복비(인장강도/항복강도)가 높을수록 충격에너지 흡수능에 유리한 특징을 가지고 있다. 그러나 일반적으로 강판의 강도가 증가하면 연신율이 감소되어 성형가공성이 저하되기 때문에 이를 보완한 재료의 개발이 요구된다.

통상적으로 강을 강화하는 방법은 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화로 구분된다. 상기한 방법들 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어려운 문제점이 있다.

석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄, 질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄, 질화물의 석출에 기인한 석출강화 및 미세 석출물에 의해 결정립 성장을 억제함으로써 야기되는 결정립미세화 효과를 통해 강도를 확보하게 된다. 따라서, 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점이 있다. 하지만, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 됨으로써 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 하는 문제점이 있다. 또한 페라이트 기지에 탄,질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기는 매우 어려운 문제점이 있다.

석출강화형 고강도 강에 대한 대표적인 종래기술로는 일본 공개특허 소56-84422호, 평4-221015호가 있다.

일본 공개특허 소56-84422호는 0.15% 이하의 C을 포함하는 저탄소강을 기본으로 하여 Ti, Nb, V 등을 1종 또는 2종 이상 함유하고, 마무리압연온도를 750~950℃, 권취온도를 450℃ 이하로 제한하는 것이다. 그러나, 이 종래기술은 권취온도가 너무 낮아 극미세 석출물을 형성함으로써 강도를 향상시키는데에는 효과적이나 항복강도 750MPa이상의 강도를 확보하지 못할 뿐만 아니라 열연 강판의 형상 불량을 야기하고 석출물 주변에 잔류응력이 증가하여 냉간압연시 과부하 현상이 발생되는 문제점이 있다.

일본 공개특허 평4-221015호는 석출물 형성원소인 Nb 또는 V을 이용하고, 열간압연 후 가속냉각에 의하여 강도를 상승시킬 수 있는 석출강화형 고강도 강을 제시하고 있다. 그러나, 이 경우에도 권취온도가 400℃이하로 설정되어 있어서 이전의 종래기술과 같은 문제점을 가지고 있을 뿐만 아니라, 균일한 페라이트 조직을 형성하는 대신에 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직이 형성되어 항복비가 낮은 문제점을 가지고 있다.

한편, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상강(Dual phase steel)이나 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation induced plasticity) 강판과 페라이트와 경질의 베이나이트 혹은 마르텐사이트 조직, 탄화물로 구성된 CP(complexed phase)강 등 여러 가지 복합조직강 등이 개발되어 있지만, 변태강화를 야기하기 위한 경질상 혹은 잔류 오스테나이트를 형성하기 위해 다량의 Mn, Si 등의 합금원소가 첨가되어야 한다. 하지만, 이러한 경화능 원소는 용접성을 저해하고 소둔시에 Mn, Si계 산화물이 표면에 농화됨으로써 도금특성이 저하되게 되는 단점을 가지고 있다.

변태강화형 고강도강의 제조방법에 대해서는 많은 종래기술에 개시되어 있다. 일 예로서, 일본 특허공개 평6-145892호에는 특정한 화학성분 및 강판의 잔류 오스테나이트 함량을 제어하여 프레스 성형성이 우수한 강판의 제조방법이 제시되어 있다. 일본 등록특허 제2660644호 및 제2704350호에는 특정한 화학성분 및 강판의 미세조직을 제어함으로써 프레스 성형성이 양호한 강판의 제조방법을 제시되어 있다. 또한, 일본 등록특허 제3317303호에서는 5% 이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 가공성 특히 국부연신이 우수한 강판의 제조방법이 제시되어 있다. 하지만, 이러한 종래기술들은 대부분 연성의 향상을 도모하기 위해 낮은 항복강도를 갖는데, 이로 인해 내충격특성이 저하하는 단점을 가지고 있다. 또한, 연성만을 고려함으로써 실제 부품 가공시에 필요한 굽힘가공성, 구멍확장성 또는 용접성 등에 대해서는 충분한 고려가 이루어지지 않았다.

항복강도 750MPa 이상의 고강도 강판이 구조부재 혹은 충돌부재로 사용되기 위한 필수 요구특성은 용접성이다. 왜냐하면, 구조용 부재 또는 보강 부재는 충돌시에 충돌 에너지를 흡수함으로써 승객을 보호하는 역할을 하는데, 용접부의 강도가 충분하지 않으면 충돌시 파단되어 충분한 충돌 흡수에너지를 얻을 수 없기 때문이다. 용접성을 고려한 고강도 강판에 관한 기술에는 일본 공개특허 제2003-193194호가 있으나, 실제로 시장에서 요구하는 용접성을 만족시키지 못하는 문제점이 있었다.

또한, 일본 공개특허 제2005-105367호에는 인장강도 780MPa 이상의 고강도 강판에 대해, 고항복 및 용접성과 연성을 확보한 기술이 제시되어 있다. 이와 같이, 780MPa 이상의 고강도 강판을 실제 조업 공정에서 제조하는 경우, 중간소재인 열연강판의 높은 강도로 인해 형상제어가 어렵고, 압연부하가 증가함으로써 냉간압연성이 크게 저하되며, 소둔 열처리시 급냉 열처리 조건을 적용해야 하기 때문에 소둔재의 형상제어, 표면 결함 유발 등 조업성이 크게 저하하는 문제점이 있었다.

본 발명의 상기한 종래의 문제점을 해결하기 위하여 개발된 것으로서, 열연 제어냉각과 경압하 냉연 및 소둔 공정을 통해 수냉과 같은 급냉 설비를 설치함이 없이도 최종 미세조직으로 페라이트를 95% 이상 함유하도록 함으로써 용접성, 항복비, 연신율, 굽힘 가공성 등의 요구물성이 모두 우수한 항복강도 750MPa 이상의 고강도 강판의 제조방법을 제공하는데 그 주된 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법은, 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0%, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080% 포함되고, 여기에 Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중에서 선택되는 적어도 1종 이상과 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 C, Si, Mn, Cr, P, S가, C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27을 만족하는 강의 슬라브를 1100 ~ 1300℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 마무리 열간압연 및 ROT 냉각 후에 권취온도(CT)가 555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr을 만족하는 범위 내에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연 스트립을 산세처리 후에 10 ~ 34%의 압하율로 냉간압연하고 연속소둔 및 최종 냉각하는 단계;를 포함한다.

또한, 상기 마무리 열간압연은 Ar₃ 변태점 이상에서 이루어지고, 상기 ROT 냉각은 20℃/s 이상의 냉각속도로 이루어지는 것이 바람직하다.

또한, 상기 연속소둔은 740 ~ 820℃에서 이루어지고, 상기 최종 냉각은 30℃/s 이상의 냉각속도로 이루어지는 것이 바람직하다.

한편, 상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판은, 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0%, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080% 포함되고, 여기에 Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중에서 선택되는 적어도 1종 이상과 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 C, Si, Mn, Cr, P, S가, C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.27을 만족하도록 구성된다.

또한, 상기 박강판은 최종 조직에 페라이트가 95% 이상인 것이 바람직하다.

또한, 상기 박강판은 그 표면에 도금층이 형성된 도금강판인 것이 바람직하다.

상기와 같이 구성된 본 발명의 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 박강판에 따르면, 열연 제어냉각과 경압하 냉각압연 및 소둔이라는 제조 공정을 통해 수냉과 같은 급냉 설비를 설치함이 없이도 최종 미세조직으로 페라이트를 95% 이상 함유하도록 함으로써 용접성, 항복비, 연신율, 굽힘 가공성 등의 요구물성이 모두 우수한 항복강도 750MPa 이상의 고강도 강판을 제조할 수 있도록 해준다.

본 발명에 따라 제조된 저합금 고강도 박강판은 750MPa의 고강도를 가짐과 동시에 항복비, 연신율도 높기 때문에 충격에너지 흡수능이 우수하여 자동차 업계에서 요구되고 있는 충격 안정성 특성이 우수한 구조부재로 사용될 수 있다.

이하에서 구체적인 실시예를 통해 본 발명의 기술구성을 보다 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 저합금 고강도 박강판은 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0%, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080% 포함되고, 여기에 Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중에서 선택되는 적어도 1종 이상과 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 구성된다. 각 원소의 기능 및 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.

탄소(C)는 0.01 ~ 0.12중량%가 바람직하다(이하에서 특별히 설명하는 경우 이외에는 모든 %는 중량%를 의미한다). 강 중 C는 탄화물 형성원소와 결합하여 탄화물을 석출하거나 페라이트 고용강화에 의하여 강도를 확보하는데, 0.01% 미만인 경우에 자동차 부품용 소재로서의 강도 확보가 어렵고, 0.12%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하된다.

실리콘(Si)은 0.1 ~ 2.0% 이하가 바람직하다. 강 중 Si는 고용강화에 의한 페라이트 강도 향상 및 탄화물 석출 억제효과에 의하여 펄라이트의 군집 형성을 억제한다. 다량으로 첨가되는 경우 압연성이 매우 열화되고 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라, 도금강판의 표면특성을 저하시키고 화성처리성을 저하시키기 때문에 통상 1.0% 이하로 함량을 제한하는 경우가 많으나, 최근 도금기술의 진보 등에 의해 강 중 함량이 2.0% 정도까지도 큰 문제없이 제조할 수 있게 되었으므로 그 함량 상한을 2.0% 이하로 제한한다.

망간(Mn)은 0.5 ~ 2.5%가 바람직하다. 강 중 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진한다. 그 함량이 0.5% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.5%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높다.

인(P)은 0.001 ~ 0.10%가 바람직하다. 강 중 P은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 0.10%를 초과하게 되면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있다.

황(S)은 0.020% 이하가 바람직하다. 강 중 S은 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다.

가용 알루미늄(Sol.Al)은 0.02 ~ 0.3%가 바람직하다. 강 중 가용 Al은 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고시 비금속 개재물의 형성을 방지하고, Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 경화능을 증가시키는 역할을 한다. 그 함량이 0.02% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 0.3%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화되는 반면 제조비용이 증가할 수 있다.

질소(N)는 0.020% 이하가 바람직하다. 강 중 N는 불순물 원소이므로 그 함량을 최대한 낮추는 것이 바람직하므로 하한을 설정하지 않았으며, 상한은 N를 과도하게 첨가하는 경우 연주성이 열위되고 원단위가 상승하게 되므로, 0.02%를 상한으로 제한한다.

크롬(Cr)은 0.1 ~ 1.2%가 바람직하다. 강 중 Cr은 표면 탈탄을 방지하고 냉각시 저온변태 조직을 촉진하는 소입성 원소이다. Ti, Nb 등의 석출물 형성원소에 의한 석출물은 용접시 고온 급속가열 및 급속냉각에 의하여 용해 후 재석출이 쉽지않음에 기인하여 열 영향부의 경도 열화를 야기하는데, Cr은 저온 변태조직의 확보를 촉진함에 의하여 이를 보상하는 효과가 있다.

또한, Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 열간압연 후 열연재 상태에서 베이나이트 형성을 촉진하는 원소로서 중요한 역할을 한다. Cr의 함량이 0.1% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기한 효과가 거의 나타나지 않으며, 1.2%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 원단위 상승의 문제가 있다.

보론(B)은 0.0010 ~ 0.0080%가 바람직하다. 강 중 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가되었다. 하지만, 상기 B의 함량이 0.0010% 미만인 경우는 상기의 효과를 얻기가 어렵고 0.0080% 초과하면 입계편석에 의한 입계취화 및 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다.

한편, 본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강에 티타늄(Ti): 0.003 ~ 0.08%, 니오븀(Nb): 0.003 ~ 0.08%에서 선택되는 1종 또는 2종을 첨가하여 강도상승 및 입경 미세화를 도모할 수 있다. 상기 Ti, Nb의 첨가량은 그 하한이 0.003% 미만의 경우에는 강도 상승 및 입경 미세화를 도모하고자 하는 효과를 확보하기 어렵고, 그 상한이 0.08%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다.

본 발명은 상기 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에 따라 상기 성분 범위를 갖는 박강판의 합금 설계시에 C, Si, Mn, Cr, P, S의 합금조성비는 아래의 성분 [관계식 1]과 [관계식2]를 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.54

[관계식 2]

C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.263

[관계식 1]은 아크 용접성 품질 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강 중 C, Mn, Cr의 원소는 아크용접 시의 탄소 당량을 높이는 역할을 하며, 당량이 높을수록 용접성은 열화된다. 본 발명에 따른 박강판이 구조부재 또는 충돌부재로 사용될 때 주로 시공되는 용접방법 중 하나인 아크용접 시 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설정하면 [관계식 1]과 같이 구성되는 것이다. 관계식 1에 의해 계산된 값이 0.54를 넘으면 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.

[관계식 2]는 저항점 용접성의 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강 중 C, Mn, Si, P, S의 원소는 탄소 당량을 높이는 역할을 하며 잘 알려져 있는 바와 같이 탄소 당량이 높을수록 용접성은 열화된다. 본 발명강이 사용될 때 주로 시공되는 용접방법 중 하나인 점용접시 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설정하면 [관계식 2]와 같이 구성되는 것이다. [관계식 2]에 의해 계산된 값이 0.263을 넘으면 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.

이하에서는 상기와 같이 조성되는 강을 본 발명에 따라 냉연 박강판으로 제조하는 방법에 대하여 구체적으로 설명한다.

먼저, 상기 조성의 용강을 통상의 연주 방법으로 슬라브로 제조하고, 이 슬라브를 재가열 후 마무리 열간압연의 출측 온도가 Ar₃ 변태점 이상이 되도록 압연하고, ROT에서 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한다. 마무리 열간압연 온도를 Ar₃ 변태점 이상으로 규정한 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함이다. 본 발명강의 경우에 2상역 압연이 행해질 경우에는 혼립조직의 형성에 의하여 미세조직 불균일이 발생함에 따른 가공성 열화가 우려되므로 이를 Ar₃ 변태점 이상으로 제한한다.

마무리 열간압연 후 ROT 냉각속도를 20℃/s 이상으로 정의하는 것은 페라이트 변태가 다량 이루어짐에 따른 열연강도 감소 억제와 열연조직을 베이나이트 조직을 포함하도록 하기 위함이다.

한편, 마무리 열간압연 및 ROT 냉각 후에는 하기 [관계식 3]에 의하여 결정되는 권취온도 범위 내에서 권취하는 것이 바람직하다.

[관계식 3]

555 - 440C - 14 Si - 26 Mn - 11 Cr ≤ 권취온도 ( CT ) ≤ 600 - 58C - 35 Mn - 34 Cr

마무리 열간압연 후 권취온도는 본 발명에서 제안하는 주요한 기술구성으로서, 최종 박강판에서 우수한 항복강도와 연신율, 항복비, 굽힘가공성을 얻기 위해 반드시 따라야 한다.

[관계식3]은 수많은 실험을 통해 얻어진 경험식으로서, 권취온도가 하부 베이나이트 역이 될 수 있도록 제안한 것이다. 열연조직을 페라이트와 하부 베이나이트로 구성하는 것은 본 발명의 주요한 기술구성으로서, 열연강도 및 조직이 이후 행해지는 경압하 냉간압연 및 소둔 시의 조직과 재질에 영향을 미치는 주요한 인자임을 확인하였다.

상기의 열연공정을 통해 제조한 열연 강판을 산세 후 냉간압연한다.

냉간압연에서의 압하율은 통상적인 40% 이상이 아닌 10 ~ 34%로 제한한다. 본 발명에서 제안한 항복강도 750MPa 이상의 고강도강은 중간소재인 열연강판의 높은 강도로 인해 형상제어가 어렵고 압연부하가 증가함으로써 냉간압연성이 크게 저하할 수 있기 때문에, 압하율을 제한하여 냉간압연 부하를 감소시킴으로써 생산성을 증대하는 것 또한 본 발명의 특징적 기술구성을 이룬다. 냉간압연에서 압하율이 10% 미만인 경우는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 있으며, 압하율이 34%를 초과하면 재질이 연화되어 희망하는 강도를 확보할 수 없게 된다.

상기에서 얻어진 냉연 강판을 연속소둔하는데 있어서, 소둔온도는 740 ~ 820℃가 바람직하다. 연속소둔 시 온도가 740℃ 미만이면 미재결정에 의한 연신율 열위의 위험성이 있다. 820℃를 초과하는 경우에는 재결정 과다와 거대립 형성으로 강도가 열화할 수 있고, 고온소둔 조업으로 인한 형상불량 등의 통판성 저해 및 표면부 소둔농화에 의한 표면결함 등을 유발할 수 있다. 특히 상기 소둔온도 범위는 통상적으로 대부분의 강종을 연속소둔하는 온도로서 생산성을 저해하지 않는 것이 본 발명의 가장 유리한 효과 중 하나이다.

연속소둔 후에 냉각은 30℃/s 이하의 냉각속도로 완만하게 냉각한다. 30℃/s이하의 완만한 냉각속도에 의해 냉각되기 때문에, 급냉에 의한 형상 뒤틀림 등이 전혀 발생하지 않는 것 또한 본 발명의 유리한 효과이다. 상기의 조건으로 연속소둔함으로써 항복강도 750MPa 이상의 연신율과 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판을 용이하게 제조할 수 있다. 냉각속도가 30℃/s를 초과하면 냉각 시에 형상불량을 야기하여 통판성을 저해할 뿐만 아니라, 최종제품의 형상불량에 의한 품질 저하가 크게 우려되므로, 30℃/s이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

이와 같이, 본 발명에서 제안한 합금 성분계에서 연속소둔 후의 냉각속도가 30℃/s 이하의 비교적 느린 속도로도 항복강도 750MPa이상의 고강도 강을 확보할 수 있는 것이 본 특허의 중요한 기술구성 중 하나이다.

본 발명에서 제안한 열연 제어냉각 및 경압하 소둔의 공정을 거치지 않고서는 [관계식1]과 [관계식2]를 동시에 만족하는 합금성분계는 경화능이 작아 냉각하는 동안 마르텐사이트 대비 상대적 연질상의 변태가 야기되어 냉각속도가 80 ~ 100℃/s에 이르는 수냉과 같은 급냉설비 없이는 항복강도를 750MPa이상의 고강도 확보가 불가능하기 때문이다.

본 발명에서 제안한 열연 제어냉각 및 경압하 냉각압연 및 소둔을 통해 높은 항복강도 등 우수한 특성을 갖게 되는 것은 다음과 같은 이론적 설명이 가능하다.

열연 제어냉각을 통해 열연조직을 페라이트와 베이나이트로 구성함으로써 적정 열연강도를 확보하고, 경압하 냉간압연을 통해 가공경화에 의한 강도를 상승시켜 목표하는 수준이상의 강도를 확보하며, 이후 연속소둔을 통해 연성을 확보하는 것이다. 이때 열연조직을 베이나이트를 포함시키는 것과 냉간압연 시의 압하율 제어가 중요하며, 열연조직의 베이나이트 분해와 냉간압연의 낮은 압하율이 재결정을 지연시킴으로써 상기 소둔 조건에서 연속소둔이 가능하게 되는 것이다.

본 발명에 따라 제조되는 박강판은 그 조직이 베이나이트(Bainite)와 마르텐사이트 (Martensite)가 5% 미만으로, 페라이트가 95% 이상으로 되는 것이며, 연질 페라이트가 95% 이상으로 구성됨에 의하여 굽힘가공성이 개선되는 것이다. 이러한 박강판은 별도의 도금공정을 통해 그 표면에 도금층이 형성된 도금강판으로 제조됨으로써 자동차 강판 등으로 사용된다.

이하, 본 발명의 기술효과를 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.

하기 표 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분조성을 갖는 슬라브를 1100 ~ 1300℃의 온도로 가열하여 추출한 후 마무리 열간압연 온도가 Ar₃ 변태점 이상이 되도록 열간압연하고, 마무리 열간압연 후 냉각속도는 10 ~ 50℃/s의 속도로 냉각 후 460 ~ 700℃로 권취하였다. 열연강판을 산세한 후 냉간압하율 10 ~ 50%로 냉연 박강판을 제조한 후 740 ~ 860℃에서 연속소둔을 실시하였다. 화학조성은 중량%로 하였으며, 화학조성에 따른 아크 용접성 양호 범위, 점용접성 양호 범위를 나타내는 [관계식 1], [관계식 2]로 각각 계산하여 함께 나타내었다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Ti	Nb	B	N	관계식1	관계식2
발명강1	0.04	0.99	1.65	0.011	0.003	0.035	0.72	0.06	0.033	0.0010	0.006	0.46	0.190
발명강2	0.08	1.47	1.51	0.019	0.005	0.271	0.65	0.01	0.030	0.0010	0.007	0.46	0.263
발명강3	0.06	0.10	2.00	0.009	0.005	0.033	0.50	0.01	0.010	0.0010	0.008	0.49	0.201
발명강4	0.07	1.08	1.77	0.015	0.002	0.031	0.85	0.06	0.028	0.0005	0.007	0.54	0.233
비교강1	0.14	1.51	2.01	0.007	0.003	0.028	-	-	0.032	-	0.006	0.48	0.317
비교강2	0.14	1.49	2.00	0.010	0.004	0.029	-	-	-	-	0.008	0.47	0.326
비교강3	0.08	1.02	2.10	0.010	0.009	0.03	0.79	0.031	0.034	-	0.009	0.59	0.275

[관계식 1]

C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.54

[관계식 2]

C +Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.263

실시예	강종	권취상한	권취하한	권취온도 (℃)	냉간압하율 (%)	ROT 냉각속도 (℃/s)	소둔온도 (℃)	YS (MPa)	TS (MPa)	EI (%)	항복비 (YR)	2상분율 (%)	굽힘가공성
발명예1	발명강1	515	466	480	10	40	780	802	851	15	0.94	0	0R
발명예2	발명강1	515	466	480	30	40	780	806	882	14	0.91	0	0R
발명예3	발명강2	520	446	500	20	40	800	894	894	14	0.93	0	0R
발명예4	발명강3	510	463	500	20	40	800	905	905	13	0.93	0	0R
발명예5	발명강4	505	447	500	30	40	800	921	921	13	0.91	0	0R
비교예1	발명강1	515	466	650	20	40	800	486	649	21	0.75	0	0R
비교예2	발명강2	520	446	400	20	40	800	490	688	20	0.71	13	0R
비교예3	발명강3	510	463	700	20	40	820	557	754	18	0.74	15	1R
비교예4	발명강1	515	466	480	50	40	800	518	684	19	0.76	0	0R
비교예5	발명강2	520	446	500	50	40	820	432	622	22	0.69	11	0R
비교예6	발명강4	505	447	500	50	40	800	590	801	15	0.74	16	1R
비교예7	발명강1	515	466	480	30	15	800	493	654	21	0.75	0	0R
비교예8	발명강2	520	446	500	20	15	800	421	599	23	0.70	12	0R
비교예9	발명강3	510	463	500	20	15	800	524	767	17	0.68	12	1R
비교예10	발명강4	505	447	500	20	15	800	571	792	16	0.72	15	2R
비교예11	비교강1	522	413	500	30	40	800	427	637	21	0.67	11	0R
비교예12	비교강2	522	414	500	30	40	800	379	521	24	0.73	18	0R
비교예13	비교강3	495	435	460	20	40	800	581	811	16	0.72	39	1R

[ 권취상한 ] = 600 - 58C - 35Mn - 34Cr

[ 권취하한 ] = 555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr

표 2는 [관계식 3]에 의거하여 성분에 따른 권취상한, 권취하한 온도와 함께 공정별 조건, 열연 권취온도, 냉간압하율, 열연 마무리 후 냉각속도, 소둔온도에 따른 인장 재질과 최종 냉각 박강판 조직의 2상 분율(%)을 나타낸 것이다. 본 발명에서 제안한 권취온도와 열연 냉각속도, 냉간압하율, 소둔온도를 만족할 때 항복강도가 750MPa 이상의 고강도를 가지면서, 연신율, 용접성, 굽힘가공성이 우수한 고강도 저합금 박강판의 제조가 가능한 것이다.

비교예 1 내지 3은 발명강을 사용하면서 권취온도 범위를 벗어난 경우이고, 비교예 4 내지 6은 발명강을 사용하면서 냉간압하율 범위를 벗어난 경우이며, 비교예 7 내지 10은 발명강을 사용하면서 ROT 냉각속도 범위를 벗어난 경우이고, 비교예 11 내지 13은 비교강을 사용하여 본 발명의 제조 조건에 따라 제조한 경우이다. 위 실험 결과에 따르면, 동일한 발명강을 사용하더라도 본 발명이 제안한 제조 조건을 따르지 않게 되면, 항복강도 및 인장강도가 급격히 저하됨을 알 수 있으며, 특히, 권취온도 범위와 냉간압하율의 범위가 본 발명의 목적을 달성하는데 가장 중요한 제조 조건임을 확인할 수 있다.

한편, 발명예들의 강판 조직은 2상 분율이 5% 미만으로 페라이트가 95% 이상임을 확인할 수 있다.

Claims (6)

1. 중량%로 C: 0.01 ~ 0.12%, Si: 0.1 ~ 2.0%, Mn: 0.5 ~ 2.5%, P: 0.001 ~ 0.10%, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.02 ~ 0.30%, N: 0.020% 이하, Cr: 0.1 ~ 1.2%, B: 0.0010 ~ 0.0080% 포함되고, 여기에 Ti: 0.003 ~ 0.08%, Nb: 0.003 ~ 0.08% 중에서 선택되는 적어도 1종 이상과 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 C, Si, Mn, Cr, P, S가, C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.54 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.263을 만족하는 강의 슬라브를 1100 ~ 1300℃로 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 슬라브를 마무리 열간압연 및 ROT 냉각 후에 권취온도(CT)가 555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr을 만족하는 범위 내에서 권취하는 단계; 및
   상기 권취된 열연 스트립을 산세처리 후에 10 ~ 34%의 압하율로 냉간압연하고 연속소둔 및 최종 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법.
2. 청구항 1에 있어서,
   상기 마무리 열간압연은 Ar₃ 변태점 이상에서 이루어지고, 상기 ROT 냉각은 20℃/s 이상의 냉각속도로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법.
3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
   상기 연속소둔은 740 ~ 820℃에서 이루어지고, 상기 최종 냉각은 30℃/s 이상의 냉각속도로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 저합금 고강도 박강판의 제조방법.
4. 삭제
5. 삭제
6. 삭제