KR101412354B1

KR101412354B1 - 고강도 강판 제조 방법

Info

Publication number: KR101412354B1
Application number: KR1020120032750A
Authority: KR
Inventors: 신효동; 박진성
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2012-03-29
Filing date: 2012-03-29
Publication date: 2014-06-25
Also published as: KR20130110637A

Abstract

인장강도 980MPa 이상의 초고강도를 나타내면서도 굽힙가공성이 우수한 고강도 강판 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.08~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.5~2.3%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.06%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.02~0.08%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.03% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 열간압연 및 냉각하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 780~830℃에서 소둔 처리하는 단계; 상기 소둔 처리된 강판을 490~590℃까지 1차 냉각한 후, 30초 이상 유지하는 단계; 및 상기 1차 냉각 및 유지된 강판을 마르텐사이트 영역까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

고강도 강판 제조 방법 {HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고강도 강판 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 및 소둔 등의 공정 조건 제어를 통하여 인장강도 980MPa이상의 고강도를 가지면서도, 중심 편석대 감소를 통한 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 제조 방법에 관한 것이다.

일반적으로 냉연강판은 정련을 거친 용강을 연속주조로 응고하여 슬라브를 만들고, 제조된 슬라브를 열간압연, 냉간압연 및 어닐링하여 제조된다.

연속 주조시 응고가 표면층에서 시작하여 두께 방향의 중심부로 진행된다. 따라서, 응고 진행 중에 슬라브 중심부에 있는 용강의 용질 농도가 증가한다. 슬라브 중심부에 있는 고농도의 용질을 포함한 액상은 수지상 사이에서 존재하다가 연속 주조시 용강의 응고 수축 및 벌징(bulging) 등에 의하여 생긴 슬라브 중심부의 공공으로 빨려 들어간다.

공공에 빨려 들어간 고농도 용질의 액상은 응고하여 슬라브 중심부에 편석대를 만들고, 이 편석대는 압연공정에서 길이방향으로 길게 늘어나서 강판의 중심에 남는데, 이것을 중심 편석대라 부른다. 이렇게 생긴 중심 편석대는 주위 기지 금속과는 성분 및 조직이 다르기 때문에 두께 방향의 재질 불균일을 초래하는 요인이 된다.

이러한 중심 편석대는 냉연조직까지 이어져 굽힘 가공성을 저하시킨다.

본 발명과 관련된 선행기술로는 대한민국 공개특허공보 제10-2005-0063981호(2005.06.29. 공개)에 개시된 굽힘가공성이 우수한 초고강도의 제조방법이 있다.

본 발명의 목적은 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서도 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.08~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.5~2.3%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.06%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.02~0.08%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.03% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 열간압연 및 냉각하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 780~830℃에서 소둔 처리하는 단계; 상기 소둔 처리된 강판을 510~550℃까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강판을 420~500℃에서 30초 이상 과시효 처리하는 단계; 및 상기 과시효 처리된 강판을 마르텐사이트 온도역까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 열연강판에는 중량%로, 인(P) : 0.03% 이하, 황(S) : 0.003% 이하 및 질소(N) : 0.005% 이하가 포함될 수 있다.

상기 1차 냉각은 5~20℃/sec의 냉각 속도로 실시되는 것이 바람직하다.

상기 2차 냉각은 5~100℃/sec의 냉각 속도로 실시되는 것이 바람직하다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.08~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.5~2.3%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.06%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.02~0.08%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.03% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고, 인장강도 980MPa 이상 및 연신율 15%를 갖는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강판에는 중량%로, 인(P) : 0.03% 이하, 황(S) : 0.003% 이하 및 질소(N) : 0.005% 이하가 포함될 수 있다.

본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법에 의하면, 니오븀(Nb), 탄소(C) 등의 합금 성분 조절과, 소둔, 냉각 등의 공정 조건 제어를 통하여 인장강도 980MPa 이상을 가지면서도, 연신율 15% 이상을 나타낼 수 있다.

특히, 본 발명에 따른 제조 방법에 의하면, 제조되는 강판이 초고강도를 나타냄에도 불구하고, 굽힙가공성이 우수하다. 이는, 본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법에서, 소둔 처리를 페라이트와 오스테나이트 이상역에 해당하는 780~830℃에서 실시하고, 니오븀(Nb)을 첨가한 결과, 결정립사이즈가 미세화되어 굽힘가공성이 향상되는 것에 기인한다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2는 실시예 1에 따른 냉연시편에 대한 굽힘반경 1mm에서의 굽힘가공 후 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 실시예 1에 따른 냉연시편의 두께방향 단면의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4는 비교예 1에 따른 냉연시편에 대한 굽힘반경 1mm에서의 굽힘가공 후 사진을 나타낸 것이다.
도 5는 비교예 1에 따른 냉연시편의 두께 방향 단면의 미세조직을 나타낸 것이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

본 발명에 따른 고강도 강판은 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 인장강도 980MPa 이상 및 연신율 15% 이상을 갖는다.

본 발명에 따른 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.08~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.5~2.3%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.06%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.02~0.08% 및 니오븀(Nb) : 0.01~0.03%를 포함한다.

또한, 본 발명에 따른 고강도 강판에는 중량%로, 인(P) : 0.03중량% 이하, 황(S) : 0.003중량% 이하 및 질소(N) : 0.005% 이하가 포함되어 있을 수 있다.

상기 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 복합조직강에서 마르텐사이트 분율 및 경도 향상에 기여한다.

상기 탄소는 강판 전체 중량의 0.08~0.1중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 첨가량이 0.08중량% 미만일 경우 인장강도 980MPa 이상의 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 탄소 함량이 0.1중량%를 초과할 경우, 강중 탄화물 형성이 촉진되어 목표로 하는 17% 이상의 연신율을 확보하기 어려운 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 고용강화 원소로서, 강의 청정화 및 오스테나이트 내의 탄소 농화를 촉진하며, 적정 망간(Mn)을 첨가하는 강중에서 용접시 용융 금속의 유동성을 좋게 하여 용접부내 개재물 잔류를 최대한 감소시키는 원소이다. 또한, 실리콘은 항복비, 연신율의 균형을 저해하지 않으면서 강도를 향상하며 페라이트내 탄소의 확산 속도를 느리게 하기 때문에 탄화물 성장을 억제하며 페라이트를 안정화하여 연신율을 향상시키는데 기여한다.

상기 실리콘은 강판 전체 중량의 0.1~0.3중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 첨가량이 0.1중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 첨가량이 0.3중량%를 초과하는 경우, 연주성이 저하되고, 또한 도금성이 저하되는 문제점이 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 고용강화 원소로서, 오스테나이트를 안정화하여 2상역 소둔 온도를 저하시키며 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 한다.

상기 망간은 강판 전체 중량의 1.5~2.3중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 1.5중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 망간의 함량이 2.3중량%를 초과하는 경우 소재 두께 방향 중심부에서 망간 밴드가 발달하여 연신율이 저하되는 문제점이 있다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 페라이트를 청정화하여 연신율을 향상시키며 오스테나이트 내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트를 안정화시키는데 기여한다. 또한 알루미늄은 철과 아연도금층 사이에 레이어로 작용하여 도금성을 개선하는 원소이며, 열연 코일내 망간 밴드의 형성을 억제하는데 효과적인 원소이다.

상기 알루미늄은 강판 전체 중량의 0.03~0.06중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄의 첨가량이 0.03중량% 미만일 경우 상기의 효과를 충분히 얻기 어렵다. 반면, 알루미늄의 첨가량이 0.06중량%를 초과하는 경우, 연주성을 저하시키며 슬라브내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 오스테나이트 안정화 원소로서 소입성 향상에 기여한다.

상기 크롬은 강판 전체 중량의 0.2~0.4중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 상기 크롬이 0.2중량% 미만으로 첨가되면 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 크롬이 0.4중량%를 초과하여 과다하게 첨가되면 도금성을 저해하는 문제점이 있다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 오스테나이트 안정화 원소로서 상기 크롬과 함께 소입성 향상에 기여한다.

상기 몰리브덴은 강판 전체 중량의 0.02~0.08중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴의 첨가량이 0.02중량%미만일 경우 그 첨가 효과가 불충분하다. 반면, 몰리브덴의 첨가량이 0.08중량%를 초과하는 경우 강판의 인성이 저하되는 문제점이 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 강 중에 니오븀계 석출물을 형성하거나, Fe 내 고용 강화를 통하여 제조되는 강판의 강도를 향상시키고, 또한 결정립을 미세화를 통한 망간 밴드층을 감소시켜 굽힘가공성을 향상시키는데 기여한다.

상기 니오븀은 강판 전체 중량의 0.01~0.03중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.01중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 니오븀의 첨가량이 0.03중량%를 초과할 경우에는 가공성을 저하시키는 문제점이 있다.

인(P)

인(P)은 고용강화에 의하여 강판의 강도 향상에 기여하며, 탄화물 형성 억제에 효과적인 원소로서 소둔 및 냉각 후 과시효 구간에서의 탄화물 형성에 의한 연신율 저하를 방지하는 역할을 수행한다. 또한 망간 당량을 향상하여 마르텐사이트를 얻기에 효과적이다. 다만, 인이 과다 첨가될 경우, Fe3P의 스테다이트를 형성하여 열간 취성의 원인이 된다.

이에 본 발명에서는 상기 인의 함량을 강판 전체 중량의 0.03중량%를 이하로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 인성 및 용접성을 저해하고, MnS 비금속 개재물을 증가시켜 Mn의 소입성 효과를 저해하고 가공 크랙을 발생시키는 요인이 된다. 또한 황이 과다하게 포함되면 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화시킨다.

이에 본 발명에서는 상기 황의 함량을 강판 전체 중량의 0.003% 이하로 제한하였다.

질소(N)

질소(N)는 AlN 등의 형성으로 결정립 미세화에 기여하나, 용융아연도금시 아연 도금층의 합금화 공정후 냉각 과정에서 과포화되어 균일 연신율이 저하시키는 요인이 된다. 이에 본 발명에서는 상기 질소의 함량을 강판 전체 중량의 0.005중량% 이하로 제한하였다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도로서, 보다 구체적으로는 냉연강판 제조 방법을 나타낸 것이다.

도 1을 참조하면, 도시된 고강도 강판 제조 방법은 열연강판 제조 단계(S110), 냉간압연 단계(S120), 소둔 단계(S130), 1차 냉각 단계(S140), 과시효 처리 단계(S150) 및 2차 냉각 단계(S160)를 포함한다.

열연강판 제조

열연강판 제조 단계(S110)에서는 전술한 조성을 갖는 강 슬라브를 열간압연 및 냉각하여 열연강판을 제조한다. 열연강판은 통상적으로 알려져 있는 다양한 공정 조건으로 실시될 수 있으며, 보다 바람직한 예로서 다음과 같은 과정으로 제조될 수 있다.

우선, 상기 강 슬라브를 1180~1250℃에서 재가열한다. 슬라브 재가열 온도가 1180℃ 미만인 경우 주조시 편석된 성분이 재고용되기 어려워질 수 있다. 반면, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정 입도가 증가하여 페라이트 입도가 조대화될 수 있다.

다음으로, 상기 재가열된 강 슬라브를 810~910℃의 마무리압연온도로 열간압연한다. 마무리압연온도가 910℃를 초과하는 경우 페라이트 결정립 사이즈 증가로 인하여 강도 및 연성이 감소할 수 있다. 반면, 마무리압연온도가 810℃ 미만일 경우, 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등 문제가 발생할 수 있다.

다음으로, 열간압연된 강을 510~550℃까지 냉각한다. 냉각이 종료된 후 제조된 열연 강판은 권취될 수 있다. 냉각은 자연냉각, 강제냉각 등 다양한 방식이 적용될 수 있다. 냉각 종료 온도가 510℃ 미만일 경우 연성 및 가공성이 저하될 수 있다. 반면, 냉각 종료 온도가 550℃를 초과하는 경우, 망간 실리콘 등이 편석될 수 있다.

냉간압연

다음으로, 냉간압연 단계(S120)에서는 열연강판을 냉간에서 압연하여 강판 최종 두께로 가공한다. 냉간압연의 압하율은 열연강판의 두께와 목표하는 강판 최종 두께에 따라 대략 50~70% 정도로 정해질 수 있다.

냉간 압연 전에 열연강판의 스케일을 제거하기 위하여 산세(acid pickling)를 수행하는 과정이 더 포함될 수 있다.

소둔 처리

소둔 단계(S130)에서는 냉간압연된 강판을 가열하여 대략 120초 정도 소둔 처리한다. 소둔을 통하여 오스테나이트 상분율을 제어할 수 있으며, 이를 통하여 후술하는 1차 냉각 및 2차 냉각을 통하여 목표로 하는 강도 및 연신율 등을 확보할 수 있다.

본 발명에서 소둔은 페라이트 오스테나이트 이상역에 해당하는 780~830℃에서 실시된다. 냉간압연된 강판을 상기 온도로 가열하고, 강판 내 니오븀을 첨가한 결과, 결정립이 미세화될 수 있으며, 이에 따라 굽힘가공성이 향상될 수 있다.

소둔 처리 온도가 780℃ 미만이면 충분한 오스테나이트를 확보하기 어려워질 수 있다. 반면, 소둔 처리 온도가 830℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 사이즈가 크게 증가하여 강판의 물성이 저하될 수 있다.

1차 냉각

1차 냉각 단계(S140)에서는 소둔 처리된 강판을 510~550℃까지 1차 냉각한다.

1차 냉각 종료 온도가 550℃를 초과하는 경우, 충분한 인장강도를 확보하기 어려워질 수 있으며, 1차 냉각 종료 온도가 510℃ 미만인 경우, 15% 이상의 연신율 확보가 어려워질 수 있다.

한편, 1차 냉각은 5~20℃/sec의 냉각 속도로 실시될 수 있으며, 냉각 방식은 롤 퀀칭(Roll Quenching) 방식, 가스젯(Gas Jet) 방식 등이 이용될 수 있다. 냉각 속도가 5℃/sec 미만일 경우, 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트, 펄라이트 등으로 변태하여 마르텐사이트 분율이 불충분하여 인장강도 980MPa 이상을 확보하기 어려워질 수 있으며, 냉각 속도가 20℃/sec를 초과하여 너무 빠른 경우에는 재질 불균일의 문제가 발생할 수 있다.

과시효 처리

과시효 처리 단계(S150)에서는 1차 냉각된 강판을 420~500℃에서 30초 이상 과시효 처리한다.

과시효 처리 시간은 30초 이상이 바람직하며, 보다 바람직하게는 30~200초를 제시할 수 있다. 과시효 처리 시간이 30초 미만일 경우, 충분한 연신율을 확보하기 어려워질 수 있다.

또한, 과시효 처리 온도는 420~500℃가 바람직하다. 과시효 처리 온도가 500℃를 초과하는 경우, 충분한 인장강도를 확보하기 어려워질 수 있으며, 420℃ 미만인 경우, 연신율이 불충분해질 수 있다.

2차 냉각

2차 냉각 단계(S150)에서는 최종 제조되는 강판의 강도를 확보하기 위하여, 과시효 처리된 강판을 마르텐사이트 영역에 해당하는 온도, 대략 Ms점 ~ Ms-150℃까지 냉각한다.

이때, 2차 냉각의 속도는 5~100℃/sec인 것이 바람직하다. 2차 냉각 속도가 5℃ 미만일 경우, 펄라이트, 베이나이트 변태 등이 발생할 수 있다. 반면, 2차 냉각 속도가 100℃/sec를 초과하는 경우, 제조되는 강판의 연신율이 저하될 수 있다.

상기 단계들(S110 내지 S150)에 의하여 제조되는 강판은 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 이때, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 강판의 경우, 인장강도 980MPa 이상 및 연신율 15% 이상을 나타내었다.

또한, 본 발명에서는 합금성분에 니오븀을 첨가하고, 냉간압연 후 오스테나이트 단상역에서의 소둔 처리를 실시한 결과, 중심 편석대를 감소시킬 수 있으며, 이를 통하여 굽힙 가공성을 향상시킬 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

실시예 1

중량%로, 탄소(C) : 0.1%, 실리콘(Si): 0.3%, 망간(Mn) : 2.3%, 알루미늄(Al) : 0.03%, 크롬(Cr) : 0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.08%, 니오븀(Nb) : 0.02%, 인(P) : 0.02%, 황(S) : 0.003%, 질소(N) : 0.004% 및 나머지 철(Fe)로 조성되는 잉곳을 제조한 후, 1220℃에서 2시간동안 재가열하고, 마무리압연온도 860℃로 열간압연한 후 5℃/sec의 냉각속도로 540℃까지 냉각한 후, 상온까지 공냉하여 열연시편을 제조하였다.

제조된 열연시편을 산세처리한 후, 60%의 압하율로 냉간압연한 후 810℃에서 소둔 처리하였다. 10℃/sec의 냉각속도로 540℃까지 1차 냉각한 후, 490℃에서 120초 동안 과시효 처리하였다. 이후, 20℃/sec의 냉각속도로 300℃까지 냉각하여 최종 냉연시편을 제조하였다.

비교예 1

중량%로, 탄소(C) : 0.12%, 실리콘(Si): 0.3%, 망간(Mn) : 2.3%, 알루미늄(Al) : 0.03%, 크롬(Cr) : 0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.07%, 인(P) : 0.02%, 황(S) : 0.003%, 질소(N) : 0.004% 및 나머지 철(Fe)로 조성되는 잉곳을 제조한 후, 상기 실시예 1과 동일한 조건으로 냉연시편을 제조하였다.

2. 기계적 특성 평가

표 1은 실시예 1 및 비교예1에 따라 제조된 시편의 인장시험 및 굽힘시험 평가 결과를 나타낸 것이다.

굽힘시험은 굽힘시험기를 이용하여 굽힘반경 2mm, 1mm 각각에 대하여 크랙이 발생하는지 여부로 판단하여, 크랙이 발생하지 않은 것을 OK로 표시하고, 크랙이 발생한 경우를 NG로 표시하였다.

[표 1]

표 1을 참조하면, 실시예 1 및 실시예 2에 따른 냉연시편 모두 인장강도 980MPa 및 연신율 15% 이상을 나타내었다.

그러나, 굽힙가공성에서는 실시예 1 및 비교예 1에 따른 냉연시편들이 서로 다른 모습을 보였다. 굽힘시험 결과, 실시예 1에 따른 냉연시편의 경우, 굽힘반경 2mm에서 뿐만 아니라, 굽힘반경 1mm에서도 크랙이 발생되지 않았다. 반면, 비교예 1에 따른 냉연시편의 경우, 굽힘반경 2mm에서는 크랙이 발생되지 않았으나, 굽힘반경 1mm에서는 관통 크랙이 발생하였다.

도 2는 실시예 1에 따른 냉연시편에 대한 굽힘반경 1mm에서의 굽힘가공 후 사진을 나타낸 것이고, 도 3은 실시예 1에 따른 냉연시편의 두께 방향 단면의 미세조직을 나타낸 것이다.

도 2를 참조하면, 실시예 1에 따른 냉연시편의 경우, 굽힘반경 1mm 조건으로 굽힘시험을 실시하였을 때, 크랙이 발생하지 않았음을 볼 수 있다. 이는 실시예 1에 따른 냉연시편의 경우, 도 3에 나타낸 바와 같이, 미세 조직에 망간밴드 층이 거의 존재하지 않았기 때문으로 볼 수 있다.

도 4는 비교예 1에 따른 냉연시편에 대한 굽힘반경 1mm에서의 굽힘가공 후 사진을 나타낸 것이고, 도 5는 비교예 1에 따른 냉연시편의 두께 방향 단면의 미세조직을 나타낸 것이다.

도 4를 참조하면, 비교예 1에 따른 냉연시편의 경우, 굽힘반경 1mm 조건으로 굽힘시험을 실시하였을 때, 관통 크랙이 발생한 것을 볼 수 있다. 이는 비교예 1에 따른 냉연시편의 경우, 도 5에 도시된 바와 같이, 실시예1에 따른 시편에 비하여 결정립의 크기가 크고, 미세 조직에 망간밴드 층이 일부 존재 때문으로 볼 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 열연강판 제조 단계
S120 : 냉간압연 단계
S130 : 소둔 단계
S140 : 1차 냉각 단계
S150 : 과시효 처리 단계
S160 : 2차 냉각 단계

Claims

중량%로, 탄소(C) : 0.08~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 1.5~2.3%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.06%, 크롬(Cr) : 0.2~0.4%, 몰리브덴(Mo) : 0.02~0.08%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.03% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 열간압연 및 냉각하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 780~830℃에서 소둔 처리하는 단계;
상기 소둔 처리된 강판을 510~550℃까지 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강판을 420~500℃에서 30초 이상 과시효 처리하는 단계; 및
상기 과시효 처리된 강판을 마르텐사이트 온도역까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 열연강판에는
중량%로, 인(P) : 0.03% 이하, 황(S) : 0.003% 이하 및 질소(N) : 0.005% 이하가 포함되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 열연강판 제조 단계는
상기 강 슬라브를 1180~1250℃에서 재가열하고, 상기 재가열된 강 슬라브를 810~910℃의 마무리압연온도로 열간압연한 후 490~590℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 1차 냉각은
5~20℃/sec의 냉각 속도로 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 2차 냉각은
5~100℃/sec의 냉각 속도로 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
삭제
삭제