KR101482342B1

KR101482342B1 - 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101482342B1
Application number: KR20120153911A
Authority: KR
Inventors: 김성환; 김성일; 서석종; 주세돈
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-12-26
Filing date: 2012-12-26
Publication date: 2015-01-13
Also published as: KR20140083787A

Abstract

본 발명의 일측면은 굽힘가공이 용이하면서 용접부의 건전성이 확보된 열연강판을 제공하고자 한다.

Description

용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL PLATE HAVING EXECELLENT WELDABILITY AND BENDING WORKBILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING TEREOF}

본 발명은 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차 부품에 사용되는 파이프는 액압 성형(HF; Hydro Forming) 공정에 이용되는 기본 소재이다. 액압 성형 공정이란, 차량의 경량화, 충돌성의 개선 등에 유용한 성형 공정 중 하나로 주로 파이프를 제조한 후 액체의 압력으로 균일한 변형을 가해 부품을 제조하는 방법을 의미한다.

이러한 액압 성형 공정을 적용하기 위해서는 먼저 파이프를 제조해야 하는데, 액압 성형 공정에 사용되는 파이프는 통상 판재를 적당한 폭으로 절단한 후 원통형으로 성형하고, 접합부를 용접하여 제조하게 된다.

이때, 용접은 주로 전기 저항 용접에 의하여 이루어진다. 전기 저항 용접은 가격이 저렴하고 생산이 용이한 가장 일반적인 공정으로 널리 사용되고 있지만, 고강도강의 성형성을 향상하기 위해 첨가되는 Mn, Si, Al 등의 합금 원소가 포함되는 경우에는 전기 저항 용접에는 다소 적합하지 않은 것으로 알려져 있다. 고강도강에 대한 용접성을 개선하기 위한 연구가 끊임없이 이루어지고 있는 실정이었다.

한편, 차량의 충돌과 같은 긴급 상황에서 승객의 안전과 직접적으로 관련이 있는 부품들에는 열연 강판이 주로 사용되고 있는데, 이러한 강판은 고강도강으로서 전기 저항 용접에는 적합하지 않을 수 있다. 나아가 단순히 높은 인장 강도만 구비하는 것만으로는 경쟁력이 떨어지며, 보다 우수한 성형을 위한 높은 연신율 역시 요구된다.

이러한 목적을 위해 복합조직(Multi-Phase Steel)강, 변태유기 소성강(TRIP; Transformation Induced Plasticity) 등이 있다.

하지만 상기 이상조직강과 같은 경우에는 전체 조직 중 마르텐사이트의 비율이 증가할수록 강도가 증가하고 페라이트 비율이 증가할수록 연성이 증가하는 마르텐사이트-페라이트 2상 조직을 가지는데, 강도 상승을 위하여 마르텐사이트 비율을 너무 높이면 상대적으로 페라이트 비율이 감소하여 연성이 저하될 수 있으며, 저온에서 마르텐사이트를 형성하기 위해서 냉각속도를 급격하게 상승시켜야 하기 때문에 냉각시 공정 부하가 크다는 단점이 있다. 더불어, 수냉 및 산세설비와 같은 부가적인 설비가 필요하여 제조원가를 올리는 원인이 된다.

또한, 상온에서 페라이트, 마르텐사이트와 일부 베이나이트 및 마르텐사이트/오스테나이트 혼합상을 형성함으로써, 강도와 연성을 동시에 개선한 복합조직강은 변태유기 소성강의 강도 및 연성을 더 향상시킨 강종으로, 높은 항복강도를 가지는 장점이 있으나 성형성에 있어서 불리하다는 문제가 나타났다. 또한, 복합조직강은 일정 분율 이상의 페라이트를 유지하는 것이 중요한데, 이를 위해서 Si, Mn 등을 첨가하며, Nb, Ti 등을 미량 첨가하여 결정립을 미세하게 하는 것이 중요한데, 이러한 합금성분은 전기 저항 용접시 전기저항을 증가시켜 저항발열이 심해지거나, 입력 전류치를 낮춰 작업할 경우 냉접이 발생하는 문제가 있다. 또한, Si, Mn, Al 등은 용접시 산화물을 형성하여 용접부의 건전성을 떨어뜨리는 문제가 있다.

또한, 베이나이트 단상으로 제조되는 베이나이트강은 굽힘가공성은 우수하지만, 고온소둔과 급속냉각설비가 역시 필요하여 통상의 연속소둔 설비에서는 적용하기가 어려웠다. 그리고, 다량의 마르텐사이트를 형성하는 복합조직강과 베이나이트강은 가공 후 일정시간이 지난 후에 파괴가 일어나는 내지연 파괴 문제가 있다.

본 발명의 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.1~1.0, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.03~0.055%, Cr: 0.005~0.75%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 동시에 상기 각 성분들은 하기 수학식 1을 만족하고, 인장강도와 굽힘가공성의 비가 330 이상의 유리한 특징을 가진다.

수학식 1: 10.646 + 0.2[C] + 0.25[Si] +0.3[Mn] - 0.1[Cr]+ 0.55[Al] +0.2[Mo] -4.23[Ti] -2.5[Nb] - 2.9[V] ≤ 11.3

단, 상기 수학식 1에서 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 각각 해당원소의 함량(중량%)을 나타낸다.

본 발명의 다른 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.1~1.0, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.03~0.055%, Cr: 0.005~0.75%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 동시에, 상기 각 성분들이 하기 수학식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계, 상기 강 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열 하는 단계, 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1000℃의 마무리압연온도로 열간압연하여 강판을 얻는 단계, 상기 열간압연된 강판을 600~750℃의 온도까지 10~100℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계, 상기 1차 냉각된 강판을 4~8초 동안 공냉하는 단계 및 상기 공냉된 강판을 상온~400℃의 온도범위에서 권취하는 단계를 포함한다.

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명에 따르면, 강성분 및 열연조직을 최적화함으로써, 인장강도와 굽힘가공성의 비가 330 이상이고, 용접시 용접부의 건전성이 우수한 고강도 열연강판을 확보하는 효과가 있다.

도 1은 실시예의 모든 강의 인장강도와 굽힘가공성의 비를 나타낸 그래프이다.

본 발명자들은 상기 전술한 기술들이 해결하지 못한 문제점이 극복된 열연강판을 개발하기 위하여 연구를 행한 결과, 강의 조성성분, 미세조직 및 공정조건을 제어함으로써, 굽힘가공성 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.1~0.25 중량%

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고, 소부경화능을 증가시키는데 필수적이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.1중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 첨가량이 증가에 따라 베이나이트상과 마르텐사이트상이 형성되고, 이로 인하여 인장강도가 상승하는 반면에 용접성, 성형성 및 연성이 감소하는 문제가 있으므로 그 상한은 0.25중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 탄소의 함량은 0.1~0.25중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.1~1.0중량%

Si는 용강을 탈산시키고 고용강화에 의한 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이다. 더불어, 페라이트 안정화 원소로서 열연후 냉각중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있어 균일한 페라이트 조직을 형성하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.1중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 실리콘의 함량이 1.0중량%를 초과하는 경우에는 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.1~1.0중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.0~3.0중량%

Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 1.0중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 3.0%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태를 지연시켜, 본 발명의 기지조직인 페라이트의 적정분율 확보를 어렵게 하는 문제가 있다. 더불어, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에 중심편석에서 편석부가 크게 발달되어 최종제품의 용접성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 상기 망간의 함량은 1.0~3.0중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.03~0.055중량%

알루미늄은 제강시 Si와 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있다. 더불어, 페라이트 안정화 원소로서, 열간압연후 냉각 중 강에 페라이트 상의 형성을 도와주며, AlN을 형성하여 고용질소를 안정화시키는데 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.03중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 0.055중량%를 초과하는 경우에는 연속주조시에 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며, 열연후 표면 결함 발생의로 표면품질이 떨어지는 문제가 있다. 따라서, 상기 알루미늄의 함량은 0.03~0.055중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.005~0.75중량%

Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 베이나이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트 형성이 용이하게 한다. 상기 크롬이 0.005중량% 미만인 경우에는 고용강화 효과를 확보할 수 없고, 0.75중량%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태가 지연되어 마르텐사이트 분율증가로 연신율이 열위하게 된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~0.75중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.01~0.1중량%

Mo는 강의 경화능을 증가시켜 제2상의 조직 형성을 용이하게 한다. 또한, Ti와 함께 첨가될 경우 (TiMo)C를 형성하여 석출강화에도 크게 기여하며 고용 C를 제어하는 효과가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 반면에, 0.1중량%를 초과하는 경우에는 과도한 소입성 증가로 용접성을 악화시키며 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.1중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

인(P): 0.01~0.05중량%

P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있어서 페라이트 분율을 확보하는데 중요한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 반면에, 0.05%를 초과하는 경우에는 마이크로 편석에 의한 밴드조직화로 인한 연성 저하시키는 문제가 있다. 반면에, 따라서 상기 P의 함량은 0.01~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.001~0.01중량%

N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하고 높은 소부경화능을 얻는데 유리하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 저하되는 문제가 있다. 질소의 함량이 0.001중량% 미만인 경우에는 고용강화 효과를 기대하기 어렵고, 0.01중량%을 초과하는 경우에는 연성 및 인성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 질소의 함량은 0.001~0.01중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

황(S): 0.001~0.01중량%

황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 강판의 연성 및 용접성을 저해하기 때문에, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 황의 함량이 0.001중량% 미만인 경우에는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 0.01%를 초과하는 경우에는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리는 문제가 있다. 따라서, 상기 황의 함량은 0.001~0.01중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 아들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

더불어, 본 발명의 강재는 하기 설명하는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)으로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 추가적으로 첨가하는 경우 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다. 보다 바람직하게는 상기 그룹 중에서 선택된 1종이상의 원소를 합하여 0.001~0.1중량% 포함한다.

상기 Ti는 강중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장되는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도와 항복비(YS/TS)를 향상시키는데 유용한 성분이이다.

상기 Nb와 V은 강중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도와 인성을 향상시킨다. 전기비저항을 증가시키는 C, N 등의 고용원소를 안정화시켜 주므로 전기저항 용접시 국부적인 불꽃발생을 현상을 완화시켜주는 효과가 있다.

상기 Ti, Nb 및 V를 추가적으로 첨가함으로 미세한 석출물을 형성시키는 것이 가능하고, 상기 미세한 석출물은 용접시 용접부 미세조직이 조대화 되는 것을 억제하므로 용접부 연화를 억제하는 효과도 있다.

더불어, 용접성을 향상시키기 위해서 상기 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 하기 수학식 1을 만족하는 것이 바람직한데, 수학식 1에서 경계로 설정한 11.3를 초과하는 경우에는 고온에서의 전기비저항이 높아져 용접성이 현저히 낮아진다. 하한은 특별히 한정될 필요는 없으나, 얻고자 하는 강도 또는 연신율을 고려할 때, 그 하한은 10.5로 제어할 수 있다. 그 이하로 첨가될 경우 강도가 급격히 열위하게 되는 문제가 발생될 수도 있다.

수학식 1: 10.646 + 0.2C + 0.25Si + 0.3Mn - 0.1Cr + 0.55Al + 0.2Mo - 4.23Ti -2.5Nb - 2.9V ≤ 11.3

또한, 굽힘가공성(R/t)을 3.6 이하를 가지는 것이 바람직하다. 상기 굽힘가공성이 3.6 이하를 가짐에 따라 롤포밍 가공시 크랙 발생이 일어나지 않는다.

상기 열연강판의 미세조직은 면적분율%로, 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트를 각각 10% 이상 포함하고, 상기 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트의 합이 95% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다.

이와 같은 미세조직을 포함함으로써 강은 충분한 강도를 확보할 수 있으며, 저온변태에서 생성된 상 간의 경도 차이가 적어 우수한 굽힘가공성을 확보할 수 있다.

또한, 열연강판은 900 MPa 이상의 인장강도를 갖는다.

더불어, 인장강도(TS)와 굽힘가공성(R/t)의 비(TS/R/t) 330 이상인 것이 바람직하다. 상기 인장강도(TS)와 굽힘가공성(R/t)의 비(TS/(R/t)) 330 이상 확보함으로써, 고강도인 동시에 굽힘 가공성이 우수한 열연강판을 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

재가열 단계

상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열 하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1200℃ 미만인 경우에는 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 NbC, TiC 등의 석출물이 감소하게 된다. 반면에, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하된다. 그러므로, 슬라브의 재가열온도는 1200~1300℃로 한정하는 것이 바람직하다.

열간압연 단계

상기와 같이 재가열된 슬라브에 열간압연을 실시할 수 있다. 이때, 마무리압연은 850~1000℃에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 열간 마무리압연 온도가 850℃미만인 경우에는 압연하중이 크게 증가한다. 반면에, 상기 열간마무리 압연온도가 1000℃를 초과하는 경 우 에는 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며, 스케일이 두꺼워지고, 고온압연성 스케일 결함 등의 표면 품질 저하가 발생한다. 따라서, 상기 열간마무리압연은 850~1000℃로 한정하는 것이 바람직하다.

냉각단계

상기와 같이 열간압연된 강판을 냉각하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 열간압연된 강판의 상기 마무리 열간압연 온도로부터 600~750℃에 도달할 때까지 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각이 종료되는 온도가 600℃미만인 경우에는 강중 미세조직이 대부분 베이나이트로 형성되어 연신율이 크게 감소하는 문제가 있다. 반면에, 750℃를 초과하는 경우에는 조대한 페라이트와 펄라이트가 형성되어 강의 강도가 감소하는 문제가 있다. 또한 10~100℃/초의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 10℃/초 미만인 경우에는 페라이트 기지조직에 베이나이트상과 마르텐사이트상의 체적분율의 합이 30% 미만으로 확보됨으로써, 본 발명이 확보하고자 하는 강도를 확보하지 못하다. 반면에, 100℃/초를 초과하는 경우에는 마르텐사이트 분율이 증가하여 굽힘가공성이 저하되는 문제가 있다.

공냉단계

상기 냉각된 강판을 공냉하는 것이 바람직하다. 상기와 같은 열연강판을 공냉시킴으로써, 페라이트 조직을 충분히 형성하여 본 발명이 확보하고자 하는 강도를 얻을 수 있다. 보다 우수한 효과를 확보하기 위해서는 4초 이상 공냉을 행한다. 보다 더 바람직하게는 4~8초 동안 행한다.

권취단계

상기 냉각된 강판을 보관 및 이동을 용이하게 하기 위하여 권취하는 것이 바람직하다. 이때, 권취는 상온~400℃의 온도범위에서 행하는 것이 보다 바람직하다. 상기 권취온도가 400℃를 초과하는 경우에는 조대한 페라이트와 펄라이트가 형성되어 강의 강도가 감소하는 문제가 있다.

상기와 같은 방법에 의하여 제조된 강판을 자연냉각을 한 후 산세하여 표층부 스케일을 제거하는 단계를 추가로 포함함으로써 산세강판을 제조할 수 있다.

또한, 상기 산세강판을 450~480℃로 재가열한 후, 용융아연도금욕을 통과시키는 단계를 추가로 포함함으로써, 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 강 슬라브를 1250℃를 가열하고 하기 표 2에 기재되어 있는 온도(FDT)에서 열간마무리압연을 행하였다. 그 후, 하기 표 2에 기재되어 있는 권취온도(CT) 까지 40℃/초로 냉각, 4초 동안 공냉 후, 하기 표 2에 기재되어 있는 권취온도(CT)에서 권취하였다.

권취 공정을 완료하여 얻은 최종 열연강판의 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El), 굽힘가공성(R/t), 용접성를 평가하여 하기 표 2에 나타내었다. 또한, 베이나이트 및 마르텐사이트의 분율을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

항복강도(YS)는 0.2%off-set 항복강도 또는 하부항복점을 의미한다.

인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다.

베이나이트 및 마르텐사이트 면적분율은 해당 압연판재 시편을 나이탈(Nital) 에칭액과 레페라(Lepera)에칭액으로 각각 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰하고 이를 이미지 분석기로 분석한 후, 하기 표2에 면적분율을 기재하였다.

또한, 굽힘가공성(R/t)은 2.0mmt~4mmt의 두께(t)를 가지는 열간압연 판재를 V-굽힘시험기를 이용하여 펀치의 곡률을 달리하여 90℃ 가공시 판재의 파단이 발생하지 않는 최소 곡률반경(R)의 비로 평가하였다.

더불어, 상기 최종 열연강판의 용접성도 하기 표 2에 나타내었다. 상기 용접성은 하기 표 3에 나타낸 조건으로 용접을 행한 후 강판의 용접부 강도를 일축 인장시험법으로 측정하여 평가하였다. 이때, 용접부가 시험편의 중앙부에 오도록 JIS13호 규격의 시험편을 제작하여 인장시험하였다. 용접부가 파단될 경우 용접성이 열위한 것으로 평가하였다.

구분	C	Si	Mn	Cr	Al	P	S	N	Ti	Mo	Nb	V
비교예1	0.13	0.1	3.15	0.65	0.03	0.01	0.004	0.004	0.015	0.017	0.03	0.001
비교예2	0.13	0.1	2.97	0.42	0.035	0.01	0.003	0.005	0.01	0.015	0.04	0.001
비교예3	0.15	0.35	2.35	0.2	0.035	0.006	0.004	0.003	0.02	0.01	0.015	0.001
비교예4	0.08	0.18	2.4	0.5	0.035	0.015	0.003	0.004	0.015	0.1	0.01	0.001
비교예5	0.18	0.15	2.62	0.42	0.03	0.012	0.003	0.005	0.02	0.01	0.03	0.002
비교예6	0.18	0.28	2.88	0.75	0.027	0.009	0.003	0.004	0.015	0.01	0.04	0.003
비교예7	0.25	0.38	2.25	0.8	0.045	0.01	0.003	0.005	0.02	0.1	0.03	0.003
비교예8	0.17	0.24	2.48	0.25	0.03	0.011	0.003	0.005	0.04	0.01	0.02	0.004
비교예9	0.14	0.25	1.85	0.4	0.05	0.02	0.006	0.005	0.028	0.1	0.03	0.001
발명예1	0.14	0.18	2.65	0.45	0.025	0.01	0.002	0.004	0.035	0.01	0.025	0.001
발명예2	0.18	0.3	2.5	0.7	0.027	0.008	0.003	0.003	0.025	0.01	0.035	0.002
발명예3	0.13	0.15	2.6	0.6	0.025	0.006	0.003	0.005	0.04	0.1	0.025	0.001
발명예4	0.14	0.16	2.3	0.55	0.025	0.01	0.003	0.004	0.02	0.1	0.01	0.003
발명예5	0.13	0.2	2.8	0.7	0.028	0.006	0.003	0.003	0.045	0.01	0.05	0.003
발명예6	0.16	0.2	2.7	0.25	0.032	0.01	0.002	0.004	0.03	0.01	0.05	0.004
발명예7	0.14	0.15	2.2	0.35	0.025	0.006	0.004	0.003	0.03	0.01	0.025	0.001
발명예8	0.12	0.14	2.45	0.5	0.022	0.01	0.003	0.004	0.02	0.01	0.05	0.006
발명예9	0.11	0.1	1.85	0.6	0.025	0.01	0.002	0.004	0.035	0.1	0.025	0.001

시편	FDT (℃)	CT (℃)	수학식 1	YS (MPa)	TS (MPa)	EL (%)	R/t	TS/(R/t)	베이나이트분율 (%)	마르텐사이트분율 (%)	페라이트분율 (%)	용접성
비교예1	878	253	11.456	726	1109	6.6	4.5	246.4	38	45	11	불량
비교예2	896	273	11.423	762	1028	8.4	3.9	277.8	38	25	32	불량
비교예3	875	276	11.345	618	785	15.6	2.2	356.8	48	16	32	불량
비교예4	884	316	11.325	559	624	14.1	1.5	416	48	12	35	불량
비교예5	872	249	11.317	925	1052	7.4	3.6	292.2	34	34	26	불량
비교예6	887	248	11.386	1112	1179	4.5	4.2	280.7	27	52	15	양호
비교예7	898	239	11.262	1064	1184	6.3	4.1	288.8	32	56	11	불량
비교예8	876	289	11.247	625	847	12.4	3.5	242	44	19	29	양호
비교예9	888	308	11.103	746	794	13.4	3.2	248.1	47	18	28	양호
발명예1	897	226	11.271	1149	1242	7.4	3.4	365.3	36	47	12	양호
발명예2	904	283	11.255	1106	1169	8.2	2.8	417.5	53	34	11	양호
발명예3	890	227	11.229	1124	1214	11.7	3.5	346.9	42	46	10	양호
발명예4	885	268	11.264	1057	1165	10.5	3	395.7	44	36	15	양호
발명예5	899	249	11.185	1128	1224	7.6	3.2	382.5	38	46	11	양호
발명예6	879	219	11.269	1138	1221	8.4	3.6	339.2	40	44	11	양호
발명예7	893	292	11.160	911	987	8.8	2.8	401.4	48	22	26	양호
발명예8	892	250	11.177	1128	1204	7.4	3.2	376.3	48	41	11	양호
발명예9	872	320	11.008	863	924	9.3	2.7	403.3	58	22	15	양호

수학식 1: 10.646 + 0.2[C] + 0.25[Si] +0.3[Mn] - 0.1[Cr]+ 0.55[Al] +0.2[Mo] -4.23[Ti] -2.5[Nb] - 2.9[V] ≤ 11.3 (단, 상기 수학식 1에서 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 각각 해당원소의 함량(중량%)임)

용접조건	초기간극(㎜)	최종간극(㎜)	업셋길이(㎜)	용접시간(초)	업셋시간(초)	업셋전류(%)	업셋압력 (kgf/㎠)
용접조건	13	13	2.0	4	0.5	60	60

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명예 1 내지 9는 본 발명이 제안한 성분범위 및 제조조건을 만족함으로써, 인장강도 900MPa이상, 연신율 7% 이상인 굽힘가공성(R/t)이 3.6이하, 용접성이 양호함으로써, 고강도강임에도 불구하고 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 것을 확인할 수 있다.

반면에 비교예 1, 2, 5 및 6은 본 발명이 제안하는 수학식 1을 만족하지 못할 뿐만 아니라, 인장강도/굽힘가공성의 비가 만족하지 못함으로써, 용접성 및 굽힘가공성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

비교예 3 및 4는 본 발명이 제안하는 수학식 1을 만족하지 못하여 용접성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

비교예 7 내지 9는 본 발명이 제안하는 수학식 1을 만족하지만, 인장강도/굽힘가공성의 비가 만족하지 못함으로써, 굽힘가공성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.03~0.055%, Cr: 0.005~0.75%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 동시에 상기 각 성분들은 하기 수학식 1을 만족하고, 인장강도(TS)와 굽힘가공성(R/t)의 비(TS/(R/t)) 330 이상인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판.

수학식 1: 10.646 + 0.2[C] + 0.25[Si] +0.3[Mn] - 0.1[Cr]+ 0.55[Al] +0.2[Mo] -4.23[Ti] -2.5[Nb] - 2.9[V] ≤ 11.3
(단, 상기 수학식 1에서 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 각각 해당원소의 함량(중량%)임)
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 Nb, Ti 및 V 중에서 선택된 1종 이상을 합하여 0.001~0.1%인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판의 미세조직은 면적분율%로, 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트는 각각 10% 이상을 포함하고, 상기 미세조직의 합은 95% 이상인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판.
중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.03~0.055%, Cr: 0.005~0.75%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01% 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 동시에, 상기 각 성분들이 하기 수학식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열 하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1000℃의 마무리압연온도로 열간압연하여 강판을 얻는 단계;
상기 열간압연된 강판을 600~750℃의 온도까지 10~100℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강판을 4~8초 동안 공냉하는 단계; 및
상기 공냉된 강판을 상온~400℃의 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 열연강판의 제조방법.

수학식 1: 10.646 + 0.2[C] + 0.25[Si] +0.3[Mn] - 0.1[Cr]+ 0.55[Al] +0.2[Mo] -4.23[Ti] -2.5[Nb] - 2.9[V] ≤ 11.3
(단, 상기 수학식 1에서 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 각각 해당원소의 함량(중량%)임)
제 4항에 있어서,
상기 슬라브는 Nb, Ti 및 V 중에서 1 종 이상을 합하여 0.001~0.1%인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 강판을 산세처리 후 450~480℃에서 재가열하고 용융아연도금을 행하는 단계를 더 포함하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 열연강판의 미세조직은 면적분율%로, 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트는 각각 10% 이상을 포함하고, 상기 미세조직의 합은 95% 이상인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.