KR101435254B1

KR101435254B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101435254B1
Application number: KR1020120057786A
Authority: KR
Inventors: 고강희
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2012-05-30
Filing date: 2012-05-30
Publication date: 2014-09-23
Also published as: KR20130134341A

Abstract

합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 인장강도 780MPa 이상을 가지면서 연신율 및 홀확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 고강도 강판은 탄소(C) : 0.04 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 망간(Mn) : 1.0 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.010 중량%, 알루미늄(Al) : 0.05 ~ 1.00 중량%, 크롬(Cr) : 0.05 ~ 0.50 중량%, 질소(N) : 0.001 ~ 0.005 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 700 ~ 770MPa, 연신율(EL) : 15 ~ 25% 및 홀확장율(HER) : 60 ~ 90%를 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

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

본 발명은 고강도 강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 인장강도 780MPa 이상을 가지면서 연신율 및 홀확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

고유가 시대에 따라 자동차 산업에서의 차체 경량화는 필수적으로 이뤄져야하는 부분이 되었다. 이에 따라, 철강사는 소재의 경량화를 위해 고강도강의 개발에 총력을 가하고 있다.

특히, 자동차 부품에 있어서 고강도강을 필요로 하는 부분은 자동차의 샤시부품을 대표적인 예로 들 수 있으며, 각 부품사들은 고강도 강판을 이용하여 복잡한 형상의 고강도를 지니는 부품을 개발하고자 하고 있다.

이러한 자동차의 샤시 부품에 있어서 소재에 요구되는 특성으로는 내구성에 있어서 높은 인장강도, 복잡한 부품 형상 구현을 위한 고연신이 필요하다. 또한, 최근에는 염화칼슘을 이용한 제설이 잦은 관계로 염화칼슘에 의한 부식을 방지하기 위해 내부식성을 필요로 하고 있다. 내부식성의 경우 도장 기술을 이용하여 내부식성을 높이는 방법을 채택하기도 하나, 자동차 하부에서 돌과 같은 외부물질이 샤시부품에 부딪히는 데 기인하여 도장이 벗겨질 경우 내부식성을 급속도로 떨어뜨리는 단점이 있다.

본 발명에 관련된 선행기술로는 대한민국 공개특허 제10-2006-0018255호(2006.02.28. 공개)가 있으며, 상기 선행기술에는 저항복비 고강도 고인성의 후강판의 제조방법이 기재되어 있다.

본 발명의 목적은 합금성분 조절 및 열연공정 제어를 통하여 인장강도 700MPa 이상의 고강도를 가지면서도, 저항복비 및 고연신율을 가져 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.04 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 망간(Mn) : 1.0 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.010 중량%, 알루미늄(Al) : 0.05 ~ 1.00 중량%, 크롬(Cr) : 0.05 ~ 0.50 중량%, 질소(N) : 0.001 ~ 0.005 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃에서 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 마무리 열간 압연하는 단계; (c) 상기 열간 압연된 판재를 CT(Coiling Temperature) : 250 ~ 450℃까지 냉각한 후, 권취하는 단계; 및 (d) 상기 권취된 판재를 언코일링하면서 450 ~ 550℃에서 열연 도금 처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판은 탄소(C) : 0.04 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 망간(Mn) : 1.0 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.010 중량%, 알루미늄(Al) : 0.05 ~ 1.00 중량%, 크롬(Cr) : 0.05 ~ 0.50 중량%, 질소(N) : 0.001 ~ 0.005 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 700 ~ 770MPa, 연신율(EL) : 15 ~ 25% 및 홀확장율(HER) : 60 ~ 90%를 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법은 합금성분 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여, 최종 미세조직이 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 등을 포함하는 복합조직을 가질 수 있다.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 강판은 인장강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 700 ~ 770MPa, 연신율(EL) : 15 ~ 25% 및 홀확장율(HER) : 60 ~ 90%를 만족할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법을 나타내는 순서도이다.
도 2는 실시예 1 및 비교예 1에 따라 제조된 시편들에 대한 스트레인-스트레스 커브를 나타낸 것이다.
도 3은 실시예 1 및 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 기계적 물성 결과를 나타낸 것이다.
도 4는 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이다.
도 5는 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이다.

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. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.

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

강판

본 발명에 따른 고강도 강판은 인장강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 700 ~ 770MPa, 연신율(EL) : 15 ~ 25%, 홀확장율(HER) : 60 ~ 90% 및 가공경화지수(n-value) : 0.12 ~ 0.22를 만족하는 것을 특징으로 한다.

이를 위하여, 본 발명에 따른 고강도 강판은 탄소(C) : 0.04 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 망간(Mn) : 1.0 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.010 중량%, 알루미늄(Al) : 0.05 ~ 1.00 중량%, 크롬(Cr) : 0.05 ~ 0.50 중량%, 질소(N) : 0.001 ~ 0.005 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 고강도 강판은 최종 미세조직이 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 0.5㎛ 이하의 입경을 갖는 미세 석출물을 포함하는 복합 조직을 갖되, 템퍼드 마르텐사이트의 조직이 단면면적율로 10 ~ 20%를 갖는 것을 특징으로 한다.

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

탄소(C)

탄소(C)는 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.04 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.04 중량% 미만일 경우에는 원하는 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.10 중량%를 초과하는 경우에는 성형성 및 인성이 저하되는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강도 확보에 기여하며, 또한 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.

다만, 실리콘(Si)의 함량이 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.03 중량%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우에는 열연도금시 도금의 표면 특성을 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소로서, 망간의 첨가는 탄소의 첨가보다도 강도 상승시 연성의 저하가 적다.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 1.0 ~ 2.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.0 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미하여 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.5 중량%를 초과할 경우에는 MnS계 비금속 개재물이 과도하게 생성되는 문제점이 있다.

인(P)

인(P)은 강도 향상에 기여하는 원소이다.

상기 인(P)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.10 중량%로 함유되도록 제어하는 것이 바람직하다. 인(P)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 강도 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 인(P)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 중심 편석대를 형성하여 강판의 재질을 열화시키며, 또한 용접성을 악화시킬 수 있다.

황(S)

황(S)은 가공성 향상에 일부 기여하는 원소이다.

상기 황(S)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.010 중량%로 함유되도록 제어하는 것이 바람직하다. 상기 황(S)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 황의 함량을 극소로 제어해야 하므로, 강 제조 비용이 상승하는 문제가 있다. 반대로, 황(S)의 함량이 0.010 중량%를 초과하는 경우에는 용접성을 크게 저해하는 문제가 있다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 질소(N)와 반응하여 미세한 AlN 석출물을 형성하여 결정립미세화와 더불어 석출강화에 의해 강도 향상에 기여하는 원소이다.

알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.05 ~ 1.00 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 알루미늄(Al)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 AlN 석출물의 양이 줄어들어 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 1.00 중량%를 초과할 경우에는 인성을 저해하며 항복 강도를 과도하게 상승시키는 문제가 있다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 유효한 원소이다. 또한, 상기 크롬(Cr)은 담금질성을 증가시키는 역할을 한다.

크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.50 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 강판 전체 중량의 0.05 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.50 중량%를 초과할 경우에는 용접성이나 열영향부(HAZ) 인성을 저하시키는 문제점이 있다.

질소(N)

질소(N)는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 질소(N) : 0.001 ~ 0.005 중량%로 함유되어 있을 수 있다. 질소(N)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우 석출물 형성이 어렵다. 반대로, 질소(N)의 함량이 0.005 중량%를 초과할 경우에는 고용질소에 의해 도금성 등이 크게 저하될 수 있다.

강판 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법을 나타낸 순서도이다.

도 1을 참조하면, 도시된 강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 냉각 단계(S130) 및 열연 도금 처리 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서는 실시하는 것이 더 바람직하다.

본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 탄소(C) : 0.04 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 망간(Mn) : 1.0 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.010 중량%, 알루미늄(Al) : 0.05 ~ 1.00 중량%, 크롬(Cr) : 0.05 ~ 0.50 중량%, 질소(N) : 0.001 ~ 0.005 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 합금 조성을 갖는 슬라브 판재를 재가열한다. 이러한 슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조시 편석된 성분을 재고용한다.

본 단계에서, 슬라브 재가열은 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃에서 실시하는 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 온도가 1150℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립 조대화로 인하여 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려워질 수 있다.

열간압연

열간압연 단계(S120)에서는 재가열된 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 마무리 열간 압연한다. 상기 온도 범위에서 열간압연이 마무리될 경우, 열간압연 후 냉각 전 강판의 조직이 오스테나이트 상이 될 수 있다.

본 단계에서, 마무리 압연 온도가 950℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 마무리 압연 온도가 850℃ 미만으로 실시될 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등의 문제가 발생할 수 있다.

냉각/권취

냉각/권취 단계(S130)에서는 열간 압연된 판재를 CT(Coiling Temperature) : 250 ~ 450℃까지 냉각한 후, 권취한다.

이때, 상기 냉각/권취 단계(S130)는 열간압연된 판재를 620 ~ 660℃까지 냉각하는 1차 냉각 단계와, 상기 1차 냉각된 판재를 공랭으로 유지하는 유지 단계와, 상기 공냉된 판재를 상기 CT(Coiling Temperature) : 100 ~ 400℃까지 냉각하는 2차 냉각 단계로 세분화될 수 있다.

이때, 1차 냉각 단계에서의 1차 냉각종료온도가 620℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 페라이트 + 오스테나이트의 이상 분리가 어려울 수 있다. 반대로, 1차 냉각 구간에서의 1차 냉각종료온도가 660℃를 초과할 경우에는 조대한 이상 조직과 높은 이상 분율로 강도확보는 용이하나 연신율이 열화되는 문제가 있다.

또한, 유지 단계에서의 공랭은 3 ~ 8초 동안 실시하는 것이 바람직하다. 공랭 유지시간이 3초 미만일 경우에는 페라이트 변태가 불충분하여 가공성을 확보하기 어렵다. 반대로, 공랭 유지시간이 8초를 초과할 경우에는 펄라이트의 형성으로 강판의 가공성이 저하되는 문제가 있다.

한편, 2차 냉각은 50 ~ 200℃/sec의 속도로 실시하는 것이 바람직하다. 본 단계에서, 2차 냉각 속도가 50℃/sec 미만일 경우에는 마르텐사이트가 생성되기 어려우며, 이에 따라 목표로 하는 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 2차 냉각 속도가 200℃/sec를 초과할 경우에는 강도 확보에는 유리하나, 성형성이 급격히 저하되는 문제로 목표로 하는 연신율을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

한편, 권취 온도(Coiling Temperature)는 250 ~ 400℃로 실시하는 것이 바람직하다. 본 단계에서, 권취 온도가 250℃ 미만일 경우에는 저온변태조직이 다량 형성되어 저온 충격인성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도가 400℃를 초과할 경우에는 조대한 미세조직 형성으로 인하여 강도 확보가 불충분해지는 문제가 있다.

열연 도금 처리

열연 도금 처리 단계(S140)에서는 권취된 판재를 언코일링하면서 450 ~ 550℃에서 열연 도금 처리한다. 이때, 열연 도금은 권취된 판재를 언코일링하면서 아연 욕에 침적하여 용융아연도금을 실시한 다음, 합금화 열처리를 수행하는 용융아연도금/합금화열처리 방식으로 실시될 수 있다.

본 단계에서, 열연 도금 열처리 온도가 450℃ 미만일 경우에는 도금 밀착성을 확보하기 위하여 장시간 동안 열처리를 유지해야 하는 따른 생산성의 저하 문제가 있다. 반대로, 열연 도금 열처리 온도가 550℃를 초과할 경우에는 재질 특성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.

한편, 열연 도금 열처리는 50 ~ 500초 동안 실시하는 것이 바람직하다. 열연 도금 열처리 시간이 50초 미만일 경우에는 환원반응이 발생하지 않는 문제가 있다. 반대로, 열연 도금 열처리 시간이 500초를 초과할 경우에는 효과 대비 비용 상승이 더 클 뿐만 아니라, 연화현상이 발생하는 문제가 있으므로 경제적이지 못하다.

도면으로 도시하지는 않았지만, 상기 냉각/권취 단계(S130)와 열연 도금 처리 단계(S140) 사이에 상기 권취된 판재를 언코일링하면서 산세하는 단계(미도시)를 더 수행할 수도 있다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 고강도 강판은 냉각/권취 단계 종료 후 생성된 페라이트 및 마르텐사이트의 복합 조직을 열연 도금 공정을 통해 페라이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 복합 조직으로 변태시킴으로써, 버링성을 좋게 함과 더불어, 열연 도금 공정 중에 미세 석출물의 형성을 유도하여 강도 향상 효과를 도모할 수 있다.

따라서, 상기 방법으로 제조되는 고강도 강판은 최종 미세조직이 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 0.5㎛ 이하의 입경을 갖는 미세 석출물을 포함하는 복합 조직을 갖되, 템퍼드 마르텐사이트의 조직이 단면면적율로 10 ~ 20%를 가질 수 있다.

이를 통해, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 고강도 강판은 780 ~ 980MPa의 인장강도를 가지면서도, 연신율(EL) : 15 ~ 25% 및 홀확장율(HER) : 60 ~ 90%를 만족할 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

표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편들을 제조하였다. 이후, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험을 수행하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2]

2. 기계적 물성 평가

표 3은 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.

[표 3]

표 1 내지 표 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 700 ~ 770MPa, 연신율(EL) : 15 ~ 25%, 가공경화지수(n-value) : 0.12 ~ 0.22 및 홀확장율(HER) : 60 ~ 90%를 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

반면, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 실리콘(Si)이 과도하게 첨가되며, 열연도금 열처리 온도 및 열연도금 열처리 시간이 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어난 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 인장강도(TS) 및 가공경화지수(n-value)는 목표값을 만족하였고, 연신율은 더 높은 값을 만족하였으나, 항복강도(YS)가 급격히 낮아지면서 홀 확장율(HER)이 2배 이상 낮아진 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 실리콘(Si)이 과도하게 첨가되며, 열연 도금 처리를 실시하지 않은 비교예 2에 따라 제조된 시편의 경우 역시, 인장강도 및 가공경화지수는 목표값을 만족하였고, 인장강도(TS) 및 가공경화지수(n-value)는 목표값을 만족하였고, 연신율은 더 높은 값을 만족하였으나, 항복강도(YS)가 급격히 낮아지면서 홀 확장율(HER)이 2배 이상 낮아진 것을 알 수 있다.

도 2는 실시예 1 및 비교예 1에 따라 제조된 시편들에 대한 스트레인-스트레스 커브를 나타낸 것이고, 도 3은 실시예 1 및 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 기계적 물성 결과를 나타낸 것이다.

도 2 및 도 3을 참조하면, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 비교예 1에 따라 제조된 시편에 비하여 인장강도(TS) 및 연신율(EL)은 낮은 반면, 항복강도(YS)가 급격히 상승하는 데 기인하여 항복점 연신의 향상으로 홀 확장율(HER)이 대략 2배 이상 증가한 것을 확인할 수 있다.

도 4는 실시예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이고, 도 5는 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 미세 조직을 나타낸 사진이다.

도 4에 도시된 바와 같이, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 미세 조직에는 페라이트와 입경이 0.5㎛ 이하인 미세 석출물, 그리고 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 볼 수 있다. 반면, 도 4에 도시된 바와 같이, 비교예 1에 따라 제조된 시편의 미세 조직에는 페라이트와 미세석출물, 그리고 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직으로 이루어진 것을 볼 수 있다. 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 미세석출물의 빠른 석출을 유도하기 위해 실리콘(Si)을 다량으로 첨가하는 데 기인하여 열연도금시 도금 표면의 악영향을 미침으로 도금 표면 제어에 어려움이 있었다. 또한, 비교예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 실리콘(Si)이 다량으로 들어있음으로 인해 추가적인 열연도금 공정에서의 도금온도에서 석출물의 추가 성장으로 인해 열연강도가 떨어지는 문제가 있다.

이와 달리, 실시예 1에 따라 제조된 시편의 경우, 실리콘의 함량을 극소로 제어하여 미세석출물의 빠른 성장을 지연시키고 열연 공정상에서 페라이트 80 ~ 90vol% 변태이후 10 ~ 20vol%의 마르텐사이트가 생성되도록 열연공정을 갖도록 한다. 이렇게 생성된 DP(double phase) 조직의 열연강판을 460 ~ 520℃의 열연도금 공정을 통하여 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 변태시킴으로 버링성을 좋게 하며 해당 온도에서 석출을 유도함으로 추가적인 강도향상을 일으키는 데 기인하여 인장강도 798MPa을 만족하는 것을 알 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 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각/권취 단계
S140 : 열연 도금 처리 단계

Claims

(a) 탄소(C) : 0.04 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 망간(Mn) : 1.0 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.010 중량%, 알루미늄(Al) : 0.05 ~ 1.00 중량%, 크롬(Cr) : 0.05 ~ 0.50 중량%, 질소(N) : 0.001 ~ 0.005 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃에서 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 마무리 열간 압연하는 단계;
(c) 상기 열간 압연된 판재를 CT(Coiling Temperature) : 250 ~ 450℃까지 냉각한 후, 권취하는 단계; 및
(d) 상기 권취된 판재를 언코일링하면서 450 ~ 550℃에서 50 ~ 500초 동안 열연 도금 처리하는 단계;를 포함하며,
상기 (d) 단계 이후, 상기 판재는 인장강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 700 ~ 770MPa, 연신율(EL) : 15 ~ 25% 및 홀확장율(HER) : 60 ~ 90%를 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계는,
(c-1) 상기 열간압연된 판재를 620 ~ 660℃까지 냉각하는 1차 냉각 단계와,
(c-2) 상기 1차 냉각된 판재를 공랭으로 유지하는 유지 단계와,
(c-3) 상기 공랭된 판재를 상기 CT(Coiling Temperature) : 250 ~ 400℃까지 냉각하는 2차 냉각 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
제2항에 있어서,
상기 (c-3) 단계에서,
상기 2차 냉각은 50 ~ 200℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
삭제
탄소(C) : 0.04 ~ 0.10 중량%, 실리콘(Si) : 0 중량% 초과 ~ 0.03 중량% 이하, 망간(Mn) : 1.0 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.10 중량%, 황(S) : 0.001 ~ 0.010 중량%, 알루미늄(Al) : 0.05 ~ 1.00 중량%, 크롬(Cr) : 0.05 ~ 0.50 중량%, 질소(N) : 0.001 ~ 0.005 중량% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
인장강도(TS) : 780 ~ 980MPa, 항복강도(YS) : 700 ~ 770MPa, 연신율(EL) : 15 ~ 25% 및 홀확장율(HER) : 60 ~ 90%를 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제5항에 있어서,
상기 강판은
가공경화지수(n-value) : 0.12 ~ 0.22를 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제5항에 있어서,
상기 강판은
최종 미세조직이 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 0.5㎛ 이하의 입경을 갖는 미세 석출물을 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
제7항에 있어서,
상기 강판은
상기 복합 조직 중 상기 템퍼드 마르텐사이트의 조직이 단면면적율로 10 ~ 20%를 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.