KR101353634B1 - 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판에 관한 것으로서, 건축자재, 가전제품 및 자동차 등에 사용할 수 있는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판에 관한 것이다.
본 발명의 일실시예는 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%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 여기에, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하며, 하기 관계식 1 및 2의 조건을 만족하고, 미세조직은 95면적%이상의 페라이트와 5%미만의 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판을 제공한다.
[관계식 1]
C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55
[관계식 2]
C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤0.27
본 발명의 일측면에 따르면, 용접성 및 인장강도와 더불어 항복강도, 항복비, 연신율 및 굽힘가공성도 우수한 저합금 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Description

용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판 및 그 제조방법{LOW ALLOY COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WELDABILITY AND STRENGTH AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판에 관한 것으로서, 건축자재, 가전제품 및 자동차 등에 사용할 수 있는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다. 특히, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(Member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 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 증가할수록 연신율이 감소하게 됨으로써, 성형가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 그러나, 상기 방법 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어렵다는 단점이 있다.
한편, 석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄, 질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄, 질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 상기 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점을 가지고 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 됨으로써, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄, 질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.
상기 석출강화형 고강도 강에 대한 대표적인 기술로는 일본공개특허공보 소56-084422호, 일본공개특허공보 평04-221015호 및 한국공개특허공보 제2006-0072701호가 있는데, 상기 일본공개특허공보 소56-084422호는 권취온도를 450℃이하로 설정하여 극미세 석출물을 형성함으로써 강도를 확보하는 기술이나, 권취온도가 너무 낮아 750MPa 이상의 항복강도를 확보하지 못할 뿐 아니라, 열연판 형상불량을 야기할 뿐만 아니라 석출물 주변에 잔류 응력이 증가하여 냉간압연시 과부하 현상이 발생하는 문제점이 있다.
일본공개특허공보 평04-221015호는 권취온도가 400℃이하로 설정되어 있어 앞서 언급한 문제점을 지니고 있을 뿐만 아니라, 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직이 형성되어 있어 항복비가 낮다는 문제점이 있으며, 한국공개특허공보 제2006-0072701호는 합금원소를 다량 첨가하고 있어 제조원가가 높으며, 높은 열연강도로 인해 50%이상의 냉간압연시 과부하 현상이 발생하는 단점이 있다.
한편, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 혹은 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러가지가 개발되어 있지만, 이와 같이 변태강화를 야기하기 위한 경질상 또는 오스테나이트를 형성하기 위해 다량의 Mn, Si 등의 합금원소가 첨가되어야 하는 문제점이 있으며, 이러한 경화능 원소는 용접성을 저해하고, 소둔시 Mn, Si계 산화물이 표면에 농화됨으로써 도금특성이 저하된다는 단점을 가지고 있다.
상기 변태강화강에 대한 대표적인 기술로는 일본공개특허공보 특공평06-145892호, 일본등록특허공보 제2660644, 일본등록특허공보 제2704350호, 일본등록특허공보 제3317303호 등이 있는데, 상기 기술들은 잔류 오스테나이트량을 제어하거나 다른 미세조직을 제하여 연성 또는 성형성을 확보하는 기술이다. 그러나, 상기 기술들은 연성의 향상을 위하여 낮은 항복강도를 갖는데, 이로 인해 내충격특성이 저하된다는 단점을 가지고 있으며, 또한 연성만을 고려하고 있기 때문에 실제 부품 가공시 필요한 굽힘가공성, 구멍확장성 또는 용접성 등에 대해서는 충분한 고려가 이루어지지 않았다.
한편, 750MPa 이상의 항복강도를 갖는 고강도 강판이 구조부재 혹은 충돌부재로 사용되기 위한 필수 요구특성은 용접성이다. 구조용 강 또는 보강재는 충돌시에 충돌 에너지를 흡수함으로써 승객을 보호하는 역할을 하고 있으며, 용접부의 강도가 충분하지 않으면 충돌시 파단되어 충분한 충돌 흡수에너지를 얻을 수 없다. 따라서, 이러한 용접성을 고려한 고강도 강판의 개발이 요구되고 있는 실정이며, 이를 해결하기 위한 기술에는 일본공개특허공개 제2003-193194호가 있다. 그러나, 상기 기술은 실제 시장에서 요구하는 용접성을 만족시키지 못하는 문제점이 있다.
다른 기술로는 일본공개특허공보 제2005-105367호가 있으며, 상기 특허는 780MPa 이상의 인장강도를 갖는 강에 대해, 고항복 및 용접성과 연성을 확보하는 기술을 제안하고 있다. 그러나, 상기 기술을 실 공정에 적용하는 경우, 중간소재인 열연강판의 높은 강도로 인해 형상제어가 어렵고, 압연부하가 증가함으로써 냉간압연성이 크게 저하하고, 또한 소둔열처리시 급냉 열처리 조건을 적용해야 하기 때문에 소둔재의 형상제어, 표면 결함 유발 등 조업성이 크게 저하된다는 문제점이 있다.
본 발명의 일측면은 수냉과 같은 급냉 설비 없이도 소량의 합금원소로 우수한 용접성 및 인장강도와 더불어 항복강도, 항복비, 연신율 및 굽힘가공성까지 향상된 저합금 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일실시예는 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%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
여기에, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하며,
하기 관계식 1 및 2의 조건을 만족하고,
미세조직은 95면적%이상의 페라이트와 5%미만의 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판을 제공한다.
[관계식 1]
C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55
[관계식 2]
C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤0.27
상기 냉연강판의 표면에는 도금층이 형성될 수 있다.
본 발명의 일실시예는 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%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 여기에, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하며, 하기 관계식 1 및 2의 조건을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃로 재가열하는 단계; 재가열된 상기 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 20~80℃/s의 속도로 냉각하는 단계; 냉각된 상기 열연강판을 하기 관계식 3으로 표현되는 귄취온도(Coiling Temperature, CT) 범위에서 권취하는 단계; 귄취된 상기 열연강판을 10~34%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연강판을 500~650℃에서 소둔하는 단계를 포함하는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55
[관계식 2]
C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤0.27
[관계식 3]
555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr
상기 귄취된 열연강판의 미세조직은 페라이트와 하부베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 소둔은 3~100시간 행하여지는 것이 바람직하며, 상기 소둔 공정 후, 상기 30℃/s이하의 속도로 냉각할 수 있다.
또한, 상기 냉연강판에 도금층을 형성시키는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 일측면에 따르면, 용접성 및 인장강도와 더불어 항복강도, 항복비, 연신율 및 굽힘가공성도 우수한 저합금 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일측면으로서, 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판에 대하여 설명한다.
본 발명자들은 항복강도가 750MPa이상인 고강도 박강판을 제조함에 있어, 합금성분을 적게 투입하면서도, 소둔 후 수냉과 같은 급냉을 행하지 않아도 용접성, 인장강도, 항복강도, 항복비, 연신율, 굽힘가공성 등이 모두 우수한 강판을 제조할 수 있는 방법에 대해 연구한 결과, 합금 조성 및 범위와 미세조직을 적절히 제어하게 되면 상기 특성이 모두 우수한 강판을 제조할 수 있다는 사실을 인지하게 되었다. 특히, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 달성하기 위하여, 열간압연시 제어냉각을 행하고, 냉간압연시 경압하를 행한 뒤, 소둔을 행하면 본 발명의 냉연강판을 제조하는데 효과적이라는 것에 근거하여 본 발명을 완성하게 되었다.
이하, 본 발명의 조성에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.01~0.12중량%
C는 탄화물 형성원소와 결합하여 탄화물을 석출하거나 페라이트 고용강화에 의하여 강도를 확보하는데 있어서 중요한 원소이며, 상기 효과를 위해서는 상기 C가 0.01%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.12%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하될 수 있다는 단점이 있으므로, 상기 C의 범위는 0.01~0.12중량%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~2.0중량%
Si는 고용강화에 의한 페라이트 강도 향상 및 탄화물 석출 억제효과에 의하여 펄라이트의 군집 형성을 억제하는데, 이러한 효과를 위해서는 Si가 0.1%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Si가 다량으로 첨가되는 경우에는 압연성이 매우 열화될 수 있으며, 표면특성과 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라 도금강판의 표면특성을 저하시키고 또한 화성처리성을 떨어뜨릴 수 있기 때문에 Si의 함량은 2.0%이하가 되도록 하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.5~2.5중량%
Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복합조직 형성을 촉진하며, 이러한 효과를 위해서는 상기 Mn은 0.5%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Mn이 2.5%를 초과하는 경우에는 용접성 및 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높으므로, 상기 Mn의 함량은 0.5~2.5중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
인(P): 0.001~0.10중량%
P는 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이며, 강도의 향상을 위해서는 상기 P가 0.001%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 0.001%미만인 경우에는 강도 확보가 용이하지 않으며, 제조비용의 문제를 야기할 수 있다. 반대로 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화되고 강의 취성이 발생할 수 있으므로, 상기 P는 0.10%이하로 첨가되는 것이 바람직하다.
황(S): 0.020중량%이하
S는 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 상기 S의 함량이 0.02%를 초과하는 경우에는 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다는 문제점이 있다.
가용 알루미늄(Sol.Al): 0.02~0.30중량%
Sol.Al은 강중에 존재하는 산소를 제거하여 응고시 비금속 개재물의 형성을 방지하고, Si과 같이 페라이트내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 경화능을 증가시키는 역할을 한다. 이러한 효과를 위해서는 상기 Sol.Al이 0.02%이상 첨가되는 것이 바람직하나, 과다하게 첨가되는 경우에는 상기 효과가 포화될 뿐 아니라, 제조비용이 증가될 수 있으므로, 상기 Sol.Al은 0.30%이하로 첨가되는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.020중량%이하
N은 불순원소로서, 연속주조성을 열위시키고, 제조비용을 상승시키는 원소이다. 따라서, 본 발명의 강판에는 되도록 포함되지 않는 것이 바람직하나, 제조공정상 불가피하게 함유되는 양을 고려하여, 그 상한을 0.02%이하로 한정하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~1.2중량%
Cr은 표면 탈탄을 방지하며, 또한 냉각시 저온변태 조직의 형성을 촉진하는 소입성 원소이다. Ti, Nb 등과 같은 석출물 형성원소에 의한 석출물은 용접시 고온 급속 가녕 및 급속 냉각에 의하여 용해 후 재석출이 쉽지 않기 때문에, 용접열영향부의 경도 열화를 야기하는데, Cr의 첨가를 통해 저온 변태조직 확보를 촉진함으로써, 이를 보상하는 효과가 있다. 또한, Cr은 강의 경화능을 향상시키고, 강도를 확보하는데 유리한데, 본 발명의 일실시예에 따르면 베이나이트 형성 촉진 원소로서 중요한 역할을 한다. 다만, 상기 Cr이 0.1%이하로 첨가되는 경우에는 상기 효과가 거의 없으며, 반대로 다량 첨가될 시에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제성이 떨어진다는 문제점이 있으므로, 상기 Cr의 함량은 1.2%이하인 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0010~0.0080중량%
B는 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소이다. 그러나, 상기 B의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상기 효과를 얻기가 어렵고, 반대로 0.008%를 초과하면 입계 편석에 의한 입계 취화 및 표면에 과다하게 B가 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다.
본 발명의 일실시예에서는 상기와 같이 조성되는 강에 Ti: 0.003~0.08중량% 및 Nb: 0.003~0.08중량% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함되는 것이 바람직하며, 이를 통해 강도 상승 및 결정립 미세화 효과를 향상시킬 수 있다. 그러나, 상기 Ti 및 Nb가 0.003%미만으로 첨가되는 경우 상기 효과를 확보하기 어렵고, 0.08%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물 형성으로 인하여 연성이 크게 저하될 수 있다는 문제점이 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 상기 합금 성분의 조성 및 범위를 만족함과 더불어, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55
강중 C, Mn, Cr은 아크용접시 탄소 당량을 높이는 역할을 하며, 탄소 당량이 높을수록 용접성은 열화되게 된다. 즉, C, Mn, Cr 등의 원소는 용접성 향상과 밀접한 관련이 있으며, 본 발명자들은 상기 성분들을 제어하여 용접성을 향상시키기 위하여 상기와 같이 표현되는 관계식 1을 연구를 통해 창출해냈으며, 상기 관계식 1은 아크 용접성 품질 확보가 가능한 성분관계를 나타내며, 상기 관계식을 만족함으로써 용접성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 상기 관계식 1의 값을 만족하지 못하는 경우, 용접불량이 발생할 가능성이 높아질 수 있다는 문제점이 있다.
[관계식 2]
C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤0.27
상기 관계식 2는 본 발명자들이 연구를 통해 창출해낸 것으로서, 저항점 용접성의 확보가 가능한 성분관계를 나타내는 것이다. 상기 C, Mn, Si, P, S와 같은 원소 또한 탄소 당량을 높이는 역할을 하며, 잘 알려져 있는 바와 같이 탄소 당량이 높을수록 용접성이 저하되기 때문에 상기 원소에 대해서 적절한 제어가 필요하다. 본 발명자들은 상기와 같이 관계식 2를 설정하여 이를 만족하는 강판을 제조함으로써 용접성을 향상시켰는데, 만일 상기 관계식 2의 값을 만족하지 못하는 경우, 용접불량이 발생할 가능성이 높아질 수 있다는 문제점이 있다.
한편, 본 발명의 일실시예에 따르는 냉연강판의 미세조직은 페라이트를 95면적%이상 포함하는 것이 바람직하며, 이와 같이, 페라이트를 다량 확보함으로써, 인장강도 및 항복강도를 향상시킴과 더불어 고항복비를 달성할 수 있으며, 굽힘가공성 또한 개선시킬 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 강판의 미세조직이 완전 페라이트 조직 즉, 페라이트 조직으로만 이루어지는 것이 바람직하나, 공정상 불가피하게 형성될 수 있는 2상 조직을 5%미만으로 포함하고 있어도 본 발명이 얻고자 하는 특성을 확보할 수 있다. 여기서, 2상 조직이란 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 등의 저온변태조직을 의미한다.
이하, 본 발명의 강판을 얻기 위한 제조방법의 일실시예에 대하여 설명한다.
상기와 같은 합금 조성 및 성분 범위를 만족함과 동시에 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 준비한 뒤, 상기 슬라브를 1100~1300℃로 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브 가열온도가 1100℃ 미만이면 연주조직의 균질화가 충분하지 못하고 마무리 압연시 온도확보가 어려운 문제가 생기고, 1300℃를 초과하면 결정입도가 증가하고 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나 표면특성이 열위되는 문제가 발생할 수 있기 때문에, 상기 강 슬라브 가열온도는 1100~1300℃가 바람직하다.
이후, 재가열된 상기 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하는 것이 바람직하다. 마무리 열간압연온도를 Ar3 변태점 이상으로 제어한 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함인데, 2상역 압연이 행해질 경우에는 혼립조직의 형성에 의하여 미세조직의 불균일이 발생함에 따른 가공성 열화가 우려된다. 또한, Ar3 변태점 미만에 마무리 열간압연하게 될 경우, 열연강판의 미세조직 제어가 어렵게 된다. 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연온도에 대해서 특별히 한정하지는 않으나, 재가열 후, 열간압연이 이루어지게 되므로, 마무리 열간압연온도는 1300℃를 초과할 수 없다. 따라서, 상기 마무리 열간압연온도 범위는 Ar3~1300℃인 것이 바람직하다.
상기와 같이 열간압연이 마무리된 후에는 냉각과 권취가 행하여지는데, 이 때 냉각속도와 귄취온도는 본 발명에서 제안하는 주요 인자로서, 최종적으로 얻어지는 냉연 박강판에 우수한 항복강도와 연신율, 항복비, 굽힘가공성을 부여하기 위해서는 필수적으로 만족되어야 하는 조건이다.
상기와 같이, 열간압연을 통해 얻어지는 열연강판을 20~80℃/s의 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 열연 후 냉각을 20℃/s이상으로 행함으로써, 페라이트 변태가 다량 이루어지지 않도록 하여 열연강판의 강도가 너무 감소되는 것을 억제할 수 있으며, 이를 통해 최종적으로 얻어지는 냉연강판에 대하여 목표로 하는 기계적 특성을 확보할 수 있다. 한편, 상기 냉각속도가 80℃/s를 초과하는 경우에는 열연강판의 강도가 과다하게 상승하여, 이후 냉간압연성이 저해될 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 20~80℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 냉각 공정 이후, 하기 관계식 3으로 표현되는 권취온도(Coiling Temperature, CT) 범위에서 귄취를 행하는 것이 바람직하다. 이는 강판의 미세조직이 베이나이트를 일정량 포함하도록 하기 위함이며, 이를 통해, 열연강판의 미세조직이 페라이트와 하부 베이나이트로 이루어지도록 할 수 있다. 이와 같이, 열연강판의 미세조직이 페라이트와 하부베이나이트로 이루어지도록 함으로써, 적정 수준의 열연강판 강도를 확보할 수 있다.
[관계식 3]
555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr
이후, 상기 귄취된 상기 열연강판을 10~34%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 것이 바람직하며, 상기와 같은 경압하를 통해 가공경화에 의한 강도를 상승시켜 목표로 하는 수준 이상의 강도를 확보할 수 있다. 또한, 압하율을 상기와 같이 설정함으로써, 결정립의 재결정을 지연시켜, 본 발명의 성분조건으로 이후 공정인 소둔 공정이 가능하도록 할 수 있다. 이후 한편, 상기 10~34%의 압하율은 당해 기술분야에서 통상적으로 사용되는 40%이상이 아닌 경압하의 수준이다. 즉, 본 발명에서 제안한 항복강도 750MPa이상의 고강도강은 중간소재인 열연강판의 높은 강도로 인해 형상제어가 어렵고, 압연부하가 증가함으로써 냉간압연성이 크게 저하할 수 있기 때문에, 압하율을 상기와 같이 낮은 수준으로 제어함으로써, 냉간압연 부하를 감소시켜 상기 문제점을 해결하고, 이에 더하여 생산성 또한 증대시킬 수 있는 효과를 발휘할 수 있다. 한편, 상기 압하율이 10% 미만인 경우에는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 있으며, 34%를 초과할 경우에는 재질이 연화되어 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다는 문제점이 있다.
이어서, 상기 냉연강판을 상소둔하는 것이 바람직하며, 이를 통해 열연조직에 포함된 베이나이트 조직을 분해할 수 있다. 이를 통해 미세조직을 페라이트로 변태시킬 수 있으며, 이로 인해 연성의 향상 효과를 발휘할 수 있다. 다만, 상기 베이나이트는 분해시 마르텐사이트로 변태되거나, 혹은 분해가 완전히 이루어지지 않을 수 있어, 본 발명의 강재는 5%미만의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 포함할 수 있다. 상기 상소둔은 500~650℃에서 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 상소둔시 온도가 500℃미만일 경우, 미재결정에 의한 연신율 열위의 위험성이 있으며, 650℃를 초과할 경우에는 재결정 과다와 거대 결정립 형성으로 강도가 열화할 수 있다는 단점이 있다. 또한, 고온소둔 조업으로 인한 형상불량 등 표면부 소둔농화에 의한 표면 결함 유발 등 표면 품질을 저하시킬 수 있다.
상기 소둔시 소둔시간은 강도와 연신율에 큰 영향을 미치는데, 780MPa이상의 항복강도를 가지면서 충분한 연신율을 얻기 위해서는 냉간압연된 판재가 적정히 재결정되어야 하므로 최소한 3시간 유지되어야 한다. 그러나, 100시간을 초과하는 경우에는 재결정이 과다하게 이루어지고, 조대한 결정립의 형성으로 인해 강도가 떨어질 수 있으며, 생산성 저하 및 고온 유지에 필요한 에너지 소모량이 증가하여 제조원가가 상승하게 되므로, 상기 소둔시간은 3~100시간의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기와 같은 공정 조건을 만족하도록 함으로써 이후, 30℃/s이하의 비교적 느린 속도로 냉각되더라도, 강재가 항복강도 750MPa이상의 고강도를 확보할 수 있다. 즉, 본 발명에서 제안하는 합금성분과 관계식 1 및 2를 만족하는 강재는 경화능이 작아 냉각동안 마르텐사이트 대비 상대적으로 연질상의 변태가 야기되어 냉각속도가 80~100℃/s에 이르는 수냉과 같은 급냉설비 없이는 750MPa이상의 항복강도를 갖는 고강도 강을 제조하기가 곤란한데, 전술한 제조조건 즉, 열연 제어냉각과 냉연시 경압하 및 소둔공정을 거치도록 함으로써, 강재에 대하여 급냉 처리를 행하지 않고 비교적 느린 속도로 냉각하더라도 고강도를 확보할 수 있다.
한편, 본 발명에서는 상기와 같이 제조되는 냉연강판에 도금층을 형성시키는 단계를 추가로 포함할 수 있는데, 이를 통해, 자동차 강판, 건축자재 및 가전제품 등에 적용시킬 수 있다. 상기 도금 형성 방법으로는 전기도금, 용융도금 등이 있으며, 상기 도금 이후 합금화 처리를 행할 수도 있으며, 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 적용되는 분야에 따라 도금층의 종류를 선택하여 사용할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하는 것은 아니라는 것에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 강재에 대하여 1300℃로 재가열한 뒤, 마무리 열간압연온도를 880℃로 하여 열간압연하였다. 이어서, 하기 표 2의 제조조건을 이용하여 냉연강판을 제조하였다.
구분 화학 조성(중량%)
C Si Mn P S Al Cr Ti Nb B N 관계식1 관계식 2
발명강1 0.04 0.99 1.65 0.011 0.003 0.035 0.72 0.06 0.033 0.001 0.006 0.46 0.190
발명강2 0.08 1.47 1.51 0.019 0.005 0.271 0.65 0.01 0.03 0.001 0.007 0.46 0.263
발명강3 0.07 1.08 1.77 0.015 0.002 0.031 0.85 0.06 0.028 0.005 0.007 0.54 0.233
비교강1 0.14 1.51 2.01 0.007 0.003 0.028 - - 0.032 - 0.06 0.48 0.317
비교강2 0.14 1.49 2.00 0.01 0.004 0.029 - - - - 0.008 0.47 0.326
비교강3 0.08 1.02 2.10 0.01 0.009 0.03 0.79 0.031 0.034 - 0.009 0.59 0.275
[관계식 1] C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55
[관계식 2] C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤0.27
구분 강종 열연 후
냉각속도
(℃/s)		 권취온도상한(℃) 권취온도하한(℃)
 귄취온도
(℃)		 냉간
압하율
(%)		 소둔온도
(℃)		 소둔시간
(Hr)
발명예1 발명강1 40 515 473 480 10 500 5
발명예2 발명강1 40 515 473 480 30 600 30
발명예3 발명강2 40 520 453 500 20 600 96
발명예4 발명강3 40 505 454 500 30 550 48
비교예1 발명강1 15 515 473 480 30 600 20
비교예2 발명강1 40 515 473 480 50 600 30
비교예3 발명강1 40 515 473 650 20 550 48
비교예4 발명강2 40 520 453 400 20 600 30
비교예5 발명강2 40 520 453 500 50 550 48
비교예6 발명강2 15 520 453 500 20 650 30
비교예7 발명강3 40 505 454 500 50 600 30
비교예8 발명강3 15 505 454 500 20 600 30
비교예9 비교강1 40 522 420 500 30 600 30
비교예10 비교강2 40 522 421 500 30 600 30
비교예11 비교강3 40 495 442 460 20 600 30
권취온도 상한(℃): 600 - 58C - 35Mn - 34Cr
권취온도 하한(℃): 555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr
상기 조건으로 제조된 냉연강판에 대하여 항복강도, 인장강도, 연신율, 항복비를 측정하고, 이에 더하여 미세조직의 2상 분율과 굽힘 가공성에 대해서 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 여기서, 2상 분율이란 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 의미한다.
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 항복비 2상 분율
(면적%)		 굽힘 가공성
발명예1 990 1028 14 0.96 0 0R
발명예2 844 887 16 0.95 0 0R
발명예3 820 898 16 0.91 0 0R
발명예4 833 922 15 0.90 0 0R
비교예1 489 651 22 0.75 0 0R
비교예2 515 690 18 0.75 0 0R
비교예3 488 667 20 0.73 0 0R
비교예4 492 690 20 0.71 12 0R
비교예5 421 624 22 0.67 18 0R
비교예6 432 603 23 0.72 12 0R
비교예7 578 799 15 0.72 16 1R
비교예8 567 801 16 0.71 15 2R
비교예9 423 644 21 0.66 23 0R
비교예10 381 522 24 0.73 21 0R
비교예11 588 813 16 0.72 29 1R
상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금성분 및 범위와 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 4와 같은 경우에는 우수한 강도를 확보하고 있을 뿐만 아니라 굽힘 가공성 또한 우수함을 알 수 있다.
반면에, 본 발명의 합금성분 및 조성범위를 만족하지 않는 비교예 9 내지 11은 본 발명의 제조조건을 만족하도록 제조되었으나, 발명예들에 비하여 강도가 현저히 저감된 것을 알 수 있다. 특히, 비교예 11은 굽힘 가공성이 1R로서, 가공성 측면에서 효과가 낮은 것을 알 수 있다.
한편, 본 발명의 합금조성을 만족하는 경우라도 본 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 8과 같은 경우에는 우수한 강도를 확보할 수 없음을 알 수 있다.

Claims (7)

  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%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    여기에, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하며,
    하기 관계식 1 및 2의 조건을 만족하고,
    미세조직은 페라이트 단상이며,
    750MPa이상의 항복강도, 887MPa이상의 인장강도 및 0.9이상의 항복비를 갖는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판.
    [관계식 1]
    C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55
    [관계식 2]
    C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤0.27
  2. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판의 표면에 도금층이 형성된 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판.
  3. 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%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    여기에, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하며,
    하기 관계식 1 및 2의 조건을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃로 재가열하는 단계;
    재가열된 상기 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 20~80℃/s의 속도로 냉각하는 단계;
    냉각된 상기 열연강판을 하기 관계식 3으로 표현되는 귄취온도(Coiling Temperature, CT) 범위에서 권취하는 단계;
    귄취된 상기 열연강판을 10~34%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 500~650℃에서 소둔하는 단계를 포함하여, 미세조직이 페라이트 단상이며, 50MPa이상의 항복강도, 887MPa이상의 인장강도 및 0.9이상의 항복비를 갖는 냉연강판을 얻는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    C + Mn/6 + Cr/5 ≤ 0.55
    [관계식 2]
    C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤0.27
    [관계식 3]
    555 - 440C - 14Si - 26Mn - 11Cr ≤ CT ≤ 600 - 58C - 35Mn - 34Cr
  4. 제3항에 있어서,
    상기 귄취된 열연강판의 미세조직은 페라이트와 하부베이나이트를 포함하는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판의 제조방법.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 소둔은 3~100시간 행하여지는 것을 포함하는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판의 제조방법.
  6. 제3항에 있어서,
    상기 소둔하는 단계 후, 30℃/s이하의 속도로 냉각하는 것을 추가로 포함하는 것을 포함하는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판의 제조방법.
  7. 제3항에 있어서,
    상기 소둔하는 단계 후, 상기 냉연강판에 도금층을 형성시키는 단계를 추가로 포함하는 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판의 제조방법.
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WO2017006144A1 (en) * 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
KR102438481B1 (ko) * 2020-12-21 2022-09-01 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
CN113198928A (zh) * 2021-04-25 2021-08-03 安徽工业大学 一种强度2GPa和强塑积达到20GPa%的热冲压成形部件及其制造方法
CN117660829A (zh) * 2022-08-23 2024-03-08 宝山钢铁股份有限公司 一种60公斤级冷轧低合金退火双相钢及其制造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100548864B1 (ko) * 2001-08-24 2006-02-02 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 딥 드로잉성이 우수한 강판, 강관 및 그 제조 방법
KR20080064991A (ko) * 2006-01-11 2008-07-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR20090115873A (ko) * 2007-03-22 2009-11-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20100020433A (ko) * 2008-08-12 2010-02-22 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고강도 강판

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100548864B1 (ko) * 2001-08-24 2006-02-02 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 딥 드로잉성이 우수한 강판, 강관 및 그 제조 방법
KR20080064991A (ko) * 2006-01-11 2008-07-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR20090115873A (ko) * 2007-03-22 2009-11-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20100020433A (ko) * 2008-08-12 2010-02-22 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고강도 강판

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