KR101889181B1

KR101889181B1 - 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101889181B1
Application number: KR1020160173446A
Authority: KR
Inventors: 안연상; 서창효; 박기현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-19
Filing date: 2016-12-19
Publication date: 2018-08-16
Also published as: JP2020509186A; US10941468B2; EP3556893A4; JP6843245B2; MX2019007268A; CN110073023B; US20200087762A1; WO2018117500A1; EP3556893B1; CN110073023A; KR20180070895A; EP3556893A1

Abstract

본 발명은 자동차 구조부재용으로 사용되는 고장력강에 관하 것으로서, 보다 상세하게는 성형성 및 버링성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL HAVING EXCELLENT BENDABILITY AND STRETCH-FLANGEABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 자동차 구조부재용으로 사용되는 고장력강에 관하 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

지구환경보전을 위한 과제로서 자동차의 연비규제가 강화되면서 자동차 차체의 경량화가 적극적으로 행해지고 있다. 그 대책의 하나로서 강판의 고강도화에 의한 자동차 소재의 무게 감소를 도모하고 있다.

일반적으로, 고강도 자동차 소재는 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등으로 구분될 수 있다.

이 중 변태강화강에는 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강) 등이 있다. 이와 같은 변태강화강을 첨단 고강도강(Advanced High Strength Steel, AHSS)라고 한다.

상기 DP강은 연질의 페라이트 내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균질하게 분산되어 고강도를 확보하는 강이며, CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도 향상을 위해 Ti, Nb 등의 석출경화원소를 포함하는 강이다. TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공하는 경우 마르텐사이트 변태를 일으키며 고강도 고연성의 확보가 가능한 강종이다.

최근들어, 자동차용 강판은 연비 향상이나 내구성의 향상을 위해 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안정성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 780MPa 이상의 고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 그 사용량이 증대하고 있다.

지금까지의 강재 개발은 스트레칭(stretching)성을 향상시키기 위해, 주로 연성과 인장강도의 관점에서만 진행되어 왔으나, 최근에는 가공시 전단기로 전단한 컷-에지(cut-edge)의 연성(ductility)이 낮아 가공시 에지(edge) 부위에 크랙이 발생하는 사례가 빈번히 나타나고 있다. 특히, 실 사이드(sill side), 시트(seat) 부품과 같은 굽힘성 또는 신장플랜지성이 요구되는 부품들은 연신율이 아무리 우수하더라도 굽힘가공성(bendability) 또는 신장플랜지성(stretch-flangeability)이 열화하면 부품으로 사용할 수 없다.

기존 부품 성형이 우수한 DP 강을 상기와 같은 부품 제조에 사용해온 자동차사들은 위와 같은 문제점을 해결하기 위하여, DP강의 특성인 낮은 항복비와 높은 연성을 만족하면서, 동시에 굽힘성과 신장플랜지성이 우수한 DP강의 개발을 요구하고 있는 실정이다.

한편, 자동차용 강판은 높은 내식성이 요구되기 때문에, 종래부터 내식성이 우수한 용융아연도금강판이 사용되어 왔다. 그리고 이러한 강판은 재결정 소둔 및 도금을 동일 라인에서 실시하는 연속용융아연도금설비를 통하여 제조되므로 우수한 내식성을 가지는 강판을 저렴하게 제조하는 것이 가능하였다.

또한, 용융아연도금 후 다시 가열 처리한 합금화 용융아연도금강판의 경우, 우수한 내식성과 더불어 용접성이나 성형성도 우수하다는 점에서 널리 사용되고 있다.

하지만, 강의 강도를 향상시키기 위하여 첨가하는 경화능 원소이자 산화성 원소들인 Si, Mn 등으로 인해 용융도금 표면품질의 확보가 어려운 실정이다.

이에 따라, 자동차의 경량화를 위해서는 DP강의 특성인 낮은 항복비와 높은 연성은 물론이고, 굽힘성과 신장플랜지성이 우수한 DP강의 개발이 요구되며, 더불어 내식성 및 용접성을 우수하게 갖는 고장력 용융아연도금강판의 개발도 요구된다.

고장력 강판에서 가공성을 향상시킨 종래기술로서 특허문헌 1에는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 이루어진 강판으로서, 가공성을 향상시키기 위해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시킨 고장력 강판의 제조방법을 개시하고 있다.

그러나, 이 기술은 양호한 미세한 Cu 입자를 석출시키기 위하여 Cu를 2~5%로 과다하게 첨가하여야 하며, 이로 인해 상기 Cu로부터 기인하는 적열 취성이 발생할 우려가 있고, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.

한편, 구멍확장성이 양호한 고장력 용융아연도금강판을 제시하는 특허문헌 2에는 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트를 2~10 면적%로 포함하는 조직을 갖는 석출강화형 강판을 개시하고 있다. 상기 석출강화형 강판은 주로 Nb, Ti, V 등과 같은 탄·질화물 형성원소의 첨가를 통한 석출 강화 및 결정립 미세화에 의해 강도를 향상시킨 강판으로서, 구멍확장성은 양호하나 인장강도를 향상시키는데에는 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레스 성형시 크랙이 발생하는 문제가 있다.

또 다른 기술인 특허문헌 3에는 잔류 오스테나이트 상을 활용한 가공성이 우수한 복합조직강판의 제조방법을 개시하고 있다. 그런데, 이 기술은 다량의 Si과 Al을 첨가함으로써 도금품질을 확보하기 어렵고, 제강 및 연주시 표면품질의 확보가 어려운 단점이 있다. 또한, 자동차사에서 요구하는 낮은 항복비를 확보하기 어렵고, 이로 인해 프레스 성형시 가공 크랙이 발생하는 문제가 있다.

일본공개특허공보 제2005-264176호 한국공개특허공보 제2015-0073844호 일본공개특허공보 제2015-113504호

본 발명의 일 측면은, 인장강도 780MPa급 이상의 고장력강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 DP(Dual phase)강의 특성인 낮은 항복비 및 높은 연성을 만족하는 동시에 굽힘성과 신장플랜성이 우수한 고장력강 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 1.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.5~2.5%, 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.5% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.06%, 타이타늄(Ti): 0.003~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.06%, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하고, 하기 식(1)로 표현되는 Si, Mo, Cr 및 C의 성분관계가 5 이상이고,

상기 소지강판은 미세조직으로 면적분율 10~30%의 마르텐사이트, 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함하며, 상기 소지강판의 두께 1/4t(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 하기 식(2)로 표현되는 마르텐사이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상의 경도비가 2 이하, 하기 식(3)으로 표현되는 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 경도비가 3 이하인 굽힘성 및 신장플랜지성 우수한 고장력강을 제공한다.

식(1)

{(Si + Cr + Mo) / C} ≥ 5

(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)

식(2)

(H_M/H_TM) ≤ 2

(여기서, M은 마르텐사이트, TM은 템퍼드 마르텐사이트를 의미한다.)

식(3)

(H_M/H_F) ≤ 3

(여기서, M은 마르텐사이트, F는 페라이트를 의미한다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3+50℃~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 40~80%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔 후 630~670℃까지 2~14℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 수소냉각설비에서 300~400℃까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각 후 400~500℃의 온도범위로 재가열(reheating)하는 단계; 상기 재가열 후 용융아연도금하는 단계; 및 상기 용융아연도금 후 Ms~100℃까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 최종 냉각하는 단계를 포함하는 굽힘성 및 신장플랜지성 우수한 고장력강의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 DP강이 갖는 특성인 낮은 항복비 및 높은 연성을 만족하는 동시에 굽힘성과 신장플랜지성이 우수한 고장력강을 제공하는 효과가 있다.

본 발명의 고장력강은 여러 가지 특성을 복합적으로 요구하는 자둥차용 구조용 부품의 소재로서 다양하게 적용할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명강과 비교강의 소지강판 두께 1/4t 지점의 페라이트 내 Si, Mo, Cr 및 C 간의 함량비(농도비)에 따른 M상과 TM상의 경도비(H_M/H_TM)의 변화를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명강과 비교강의 소지강판 두께 1/4t 지점의 페라이트 내 Si, Mo, Cr 및 C 간의 함량비(농도비)에 따른 M상과 F상의 경도비(H_M/H_F)의 변화를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명강과 비교강의 HER값과 3점 굽힘각의 곱(HER×3점 굽힘각)의 값과 항복비를 나타낸 것이다.

본 발명자들은 기존 DP강이 가지는 낮은 항복비와 높은 연성을 만족하면서, 동시에 굽힘성과 신장플랜지성을 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화하는 것으로부터 목표로 하는 물성 확보에 유리한 미세조직을 갖는 고장력장을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특별히, 본 발명은 강판(소지강판) 두께 1/4t 지점의 기지조직 내 특정 성분들의 함량을 제어하고, 제조조건을 최적화하는 것에 의해 최종 조직에 페라이트 및 마르텐사이트와 함께 템퍼드 마르텐사이트 상을 도입할 수 있고, 상기 각 상을 미세하고 균일하게 분산시킬 수 있어, 마르텐사이트 밴드 형성을 억제하는 효과가 있다.

또한, 페라이트 내 Si, Mo, Cr의 고용 농도를 높이고, 상기 템퍼드 마르텐사이트 생성에 기인한 마르텐사이트의 C 농도를 저하시킴으로써, 상(phase) 간 경도차를 최소화하는 것이 가능하다. 이에 따라, 성형성과 굽힘성, 신장플랜지성을 향상시킴에 기술적 의의가 있다 할 것이다.

이와 같이, 미세한 템퍼드 마르텐사이트를 도입하면서도 페라이트와 마르텐사이트를 일정분율 이상으로 정밀 제어한 복합조직은 소성변형 초기 단계에서 낮은 응력에서 변형이 시작되어 항복비가 낮아지고, 가공경화율이 높은 특성을 나타낸다. 또한, 이러한 미세조직의 변화는 국부적인 응력 및 변형을 완화시켜 기공의 생성 및 성장, 합체를 지연시킴으로써 연성이 향상되는 효과가 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강은 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 용융 아연계 도금강판인 것으로서, 상기 소지강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 1.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.5~2.5%, 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.5% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.06%, 타이타늄(Ti): 0.003~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.06%, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.003% 이하(0%는 제외)를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명에서 상기 소지강판의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.05~0.15%

탄소(C)는 강의 변태조직 강화를 위해 첨가하는 주된 원소이다. 이러한 C는 강의 고강도화를 도모하고, 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 조장한다. 상기 C 함량이 증가할수록 강 중 마르텐사이트 양이 증가하게 된다.

그런데, 이러한 C의 함량이 0.15%를 초과하게 되면 강 중 마르텐사이트 양의 증가로 강도는 높아지나, 상대적으로 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 증가하게 된다. 이러한 강도 차이는 응력 부가시 상간 계면에서 파괴를 쉽게 일으키므로 굽힘 특성과 신장플랜지성이 저하하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 고객사 부품 가공시 용접결함이 발생한다. 반면, 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어려워진다.

따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.05~0.15%로 제어하는 것이 바람직하다.

Si: 1.5% 이하(0% 제외)

실리콘(Si)은 강의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보하는데에 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 그리고, 고용강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높여 상(phase)간 경도차를 줄이는데 효과적이다.

하지만, 이러한 Si의 함량이 1.5%를 초과하게 되면 도금 표면품질이 열위하여 용융아연도금시 표면품질의 확보가 어려워지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 1.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다. 보다 바람직하게는 0.1~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.5~2.5%

망간(Mn)은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며 강 중 황(S)을 MnS로 완전히 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하는 효과가 있다. 또한, 상기 Mn은 강을 강화시키는 원소이면서, 동시에 복합조직강에서 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하여, 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시키는데 유용하다.

이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도를 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높고, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정하며, 조직 내 Mn-Band(Mn 산화물 띠)가 형성되어 가공 크랙 및 판파단의 발생 위험이 높아지는 문제가 있다. 또한, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 1.5~2.5%로 제어하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.2% 이하(0%는 제외)

몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트의 미세화 및 강도 향상을 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Mo은 강의 경화능을 향상시켜 마르텐사이트를 결정립계(grainboundary)에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능한 장점이 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조상 불리해지는 문제가 있으므로, 그 함량을 적절하게 제어하는 것이 바람직하다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 최대 0.2%로 상기 Mo을 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 합금원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어지고, 지나친 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과로 인해 오히려 강의 연성도 저하하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.2% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.

Cr: 1.5% 이하(0%는 제외)

크롬(Cr)은 상기 Mn과 유사한 특성을 갖는 성분으로서, 강의 경화능을 향상시키고 고강도 확보를 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Cr은 마르텐사이트 형성에 유효하고, 강도 상승 대비 연성의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다. 특히, 열간압연 과정에서 Cr₂₃C₆와 같은 Cr계 탄화물을 형성하는데, 이는 소둔 과정에서 일부는 용해되고 일부는 용해되지 않고 남아 냉각 후 마르텐사이트 내 고용 C량을 적정수준 이하로 제어할 수 있어 항복점 연신(YP-El) 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 효과가 있다.

본 발명에서는 상기 Cr의 첨가로 경화능 향상을 도모하여 마르텐사이트의 형성을 용이하게 하지만, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 마르텐사이트 형성 비율을 과도하게 증가시키고, Cr계 탄화물의 분율이 높아지고 조대화되어 소둔 후 마르텐사이트의 크기가 조대화됨으로써 연신율 저하를 초래하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 1.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.

P: 0.1% 이하(0%는 제외)

인(P)은 강의 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도 확보에 유리한 원소이나, 과잉 첨가하는 경우 취성 파괴 발생 가능성을 크게 증가시켜 열간압연 도중 슬라브의 판파단 발생 가능성이 증가되며, 도금표면 특성을 저해하는 원소로 작용하는 문제가 있다.

따라서, 상기 P의 함량을 0.1% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

S: 0.01% 이하(0%는 제외)

황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 상기 S은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

sol.Al: 0.02~0.06%

가용 알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소이다. 이러한 sol.Al의 함량이 0.02% 미만이면 통상의 안정된 상태로 알루미늄 킬드(Al-killed) 강을 제조하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과로 강도 상승에는 유리하지만, 제강 연주 조업시 개재물이 과다하게 형성하여 도금강판 표면 불량을 일으킬 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 sol.Al의 함량을 0.02~0.06%로 제어하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.003~0.06%, Nb: 0.003~0.06%

타이타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 이러한 Ti와 Nb의 함량이 각각 0.003% 미만이면 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없으며, 반면 그 함량이 각각 0.06%를 초과하게 되면 제조비용이 상승하고 석출물이 과다하게 생성되어 연성을 크게 저해할 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Ti과 Nb은 각각 0.003~0.06%로 제어하는 것이 바람직하다.

N: 0.01% 이하(0%는 제외)

질소(N)는 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이다. 이러한 N는 가능한 낮게 관리하는 것이 중요하나, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있다. 따라서, 조업조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

B: 0.003% 이하(0%는 제외)

보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는데 유리한 원소이다. 이러한 B의 함량이 0.003%를 초과하게 되면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 B의 함량을 0.003% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

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. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

한편, 본 발명에서 목표로 하는 성형성, 굽힘성, 신장플랜지성 등의 물성을 확보하기 위해서는, 상술한 합금조성을 만족하는 동시에, 다음과 같이 미세조직 구성을 만족할 필요가 있다.

구체적으로, 본 발명의 고장력강은 그 소지강판의 미세조직이 면적분율 10~30%의 마르텐사이트, 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다.

복합조직강 즉, DP강의 특성인 낮은 항복비와 높은 연성을 만족하면서, 동시에 굽힘성과 신장플랜지성을 우수하게 확보하기 위해서는 조직 상(phase)과 분율의 제어가 중요하다.

이에, 본 발명에서는 템퍼드 마르텐사이트 상을 도입함에 기술적 특징이 있으며, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 페라이트와 마르텐사이트 사이에 생성함으로써 마르텐사이트와 페라이트의 상(phase)간 경도차를 줄여주는 효과가 있다.

이때, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 분율을 20~40%로 제어할 경우 템퍼드 마르텐사이트 생성에 기인하는 마르텐사이트 상의 C 농도를 저하시킴으로써 상간 경도차를 낮추는데 효과적이다. 하지만, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 분율이 40%를 초과하게 되면 항복강도가 증가하여 DP강의 특성이 저항복비 및 고연성의 물성을 확보하기 어려워지는 문제가 있다.

또한, 상기 마르텐사이트 상의 분율을 10~30%로 제어하고, 상기 페라이트 상의 분율을 30% 이상으로 제어하게 되면, 소성변형 초기 단계에서 낮은 응력에 의해 변형이 시작되어 항복비가 낮아지고, 가공경화율이 높은 특성을 나타내게 된다. 또한, 이러한 조직의 변화는 국부적인 응력 및 변형을 완화시켜 기공의 생성 및 성장, 합체를 지연시킴으로써 연성이 향상되는 효과가 있다. 하지만, 상기 마르텐사이트 상 분율이 30%를 초과하게 되면 상간 경도차가 높아져 굽힘성과 신장플랜지성의 곱(HER×굽힘각(3점 굽힘각))의 값을 3000 이상을 확보할 수 없게 된다. 이 경우, 부품으로의 성형시 전단변형에 의해 에지(edge)부나 미리 전단한 구멍주위에서 크랙(crack)이 발생하거나, 또는 굽힘을 받는 부위에서 가공 크랙이 발생하는 문제가 있다.

상술한 미세조직을 갖는 본 발명의 소지강판은 하기 식(1)로 표현되는 Si, Mo, Cr 및 C의 성분관계가 5 이상인 것이 바람직하다.

식(1)

{(Si + Cr + Mo) / C} ≥ 5

(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)

이는, 페라이트 내 Si, Mo, Cr의 고용 농도를 높여 상간 경도차를 효과적으로 줄이기 위한 것으로서, 상기 소지강판 두께 1/4t(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 Si, Mo, Cr 및 C 간의 성분관계가 식(1)을 만족하는 경우, 상기 소지강판의 두께 1/4t 지점에서 하기 식(4)로 표현되는 페라이트 내 Si, Mo, Cr 및 C의 함량비를 250 이상으로 확보할 수 있다.

식(4)

{(Si_F + Mo_F + Cr_F) / C_F} ≥ 250

만일, 상기 식(1)의 값이 5 미만이면 Si, Mo, Cr에 의한 고용 강화 효과를 충분히 얻을 수 없으므로 소지강판 두께 1/4t 지점의 페라이트 내 성분관계(식(4)) 값을 250 이상으로 확보할 수 없게 된다. 즉, 상간 경도차를 효과적으로 줄일 수 없게 되는 것이다.

상술한 바와 같이, 소지강판의 미세조직 구성과 더불어 두께 1/4t 지점 내 합금조성 간의 관계를 제어하는 바와 같이 만족함으로써, 상기 소지강판의 두께 1/4t 지점에서 하기 식(2)로 표현되는 마르텐사이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상의 경도비를 2 이하, 하기 식(3)으로 표현되는 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 경도비를 3 이하로 확보할 수 있다.

식(2)

(H_M/H_TM) ≤ 2 (여기서, M은 마르텐사이트, TM은 템퍼드 마르텐사이트를 의미한다.)

식(3)

(H_M/H_F) ≤ 3 (여기서, M은 마르텐사이트, F는 페라이트를 의미한다.)

본 발명의 고장력강은 780MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 항복비(YR=YS/TS)가 0.7 이하이면서, (HER×굽힘각)의 값이 3000 이상으로 낮은 항복비와 높은 연성을 만족하면서, 동시에 굽힘성과 신장플랜지성을 우수하게 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

간략히, 본 발명은 [강 슬라브 가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속 소둔 - 냉각 - 재가열(reheating) - 용융아연도금 - 냉각] 공정을 거쳐 목표로 하는 고장력강을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.

[강 슬라브 가열]

먼저, 전술한 성분계를 갖는 강 슬라브를 가열한다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 가열 공정의 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1050~1250℃의 온도 범위에서 재가열 공정을 수행할 수 있다.

[열간압연]

상기에 따라 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 것이 바람직하다.

보다 바람직하게, 상기 마무리 열간압연은 Ar3+50℃~950℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 마무리 열간압연 온도가 Ar3+50℃ 미만이면 페라이트 및 오스테나이트 2상역 압연이 행해져 재질 불균일성을 초래할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 고온 압연에 의한 이상 조대립 형성으로 재질 불균일이 야기될 우려가 있어, 이에 열연강판의 냉각시 코일 뒤틀림 현상이 발생할 수 있으므로 바람직하지 못하다.

[권취]

상기에 따라 제조된 열연강판을 권취하는 것이 바람직하다.

상기 권취는 400~700℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 권취온도가 400℃ 미만이면 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트 형성으로 인해 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써, 후속되는 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하는 경우, 강 중 Si, Mn 및 B 등 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들의 표면 농화가 심해질 수 있다.

[냉간압연]

상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.

상기 냉간압연은 40~80%의 냉간압하율로 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 냉간압하율이 40% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 강판의 형상교정이 어려워지는 문제가 있다. 반면, 상기 냉간압하율이 80%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 야기하는 문제가 있다.

[연속 소둔]

상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속 소둔 처리하는 것이 바람직하다. 상기 연속 소둔 처리는 일 예로 연속 합금화 용융도금로에서 행해질 수 있다.

상기 연속 소둔 단계는 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트 상을 형성하고, 탄소를 분해하기 위함이다.

상기 연속 소둔 처리는 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 780~830℃의 온도범위에서 행할 수 있다.

상기 연속 소둔시 그 온도가 Ac1+30℃ 미만이면 충분한 재결정이 이루어지지 못할 뿐만 아니라, 충분한 오스테나이트의 형성이 어려워 소둔 후 목표 수준의 마르텐사이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상 분율을 얻을 수 없다. 반면, 상기 연속 소둔 온도가 Ac3-20℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고, 오스테나이트 상이 과다하게 형성되어 냉각 후 템퍼드 마르텐사이트 분율이 크게 증가하여 항복강도가 상승하고 연성이 감소하는 문제가 있다. 또한 Si, Mn, B 등의 용융아연도금 젖음성을 저해하는 원소들에 의한 표면농화가 심해져 도금표면품질이 저하될 우려가 있다.

[냉각]

상기한 바에 따라 연속 소둔 처리된 냉연강판을 단계적으로 냉각하는 것이 바람직하다.

구체적으로, 상기 냉각은 630~670℃까지 2~14℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각한 다음, 300~400℃까지, 보다 유리하게는 Ms~Ms-50℃까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 것이 바람직하다.

상기 1차 냉각시 종료온도가 630℃ 미만인 경우 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아져 항복비가 증가하며, 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 반면, 종료온도가 670℃를 초과할 경우 탄소의 확산 측면에서는 유리하나, 후속 공정인 2차 냉각시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다. 또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 2℃/s 미만일 경우 생산성 측면에서 불리하며, 반면 14℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없어 바람직하지 않다.

상술한 조건으로 1차 냉각을 완료한 후, 2차 냉각을 행하는 것이 바람직한데, 상기 2차 냉각시 그 종료온도가 300℃ 미만이면 마르텐사이트 상 분율이 과다해져 목표로 하는 저항복비를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 종료온도가 400℃를 초과하게 되면 마르텐사이트 상을 충분히 확보되지 못하여 후속 공정에서 템퍼드 마르텐사이트 상을 충분한 분율로 확보할 수 없게 되며, 이로 인해 상간 경도차를 효과적으로 낮출 수 없게 된다. 또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s 미만이면 마르텐사이트 상이 충분히 형성되지 못할 우려가 있다.

보다 바람직하게 15℃/s 이상으로 행하는 것이 유리하며, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 냉각 설비를 고려하여 선택하는 것이 가능하다.

그리고, 상기 2차 냉각은 수소 가스(H₂ gas)를 이용하는 수소냉각설비를 이용하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 수소냉각설비를 이용하여 냉각을 행함으로써 상기 2차 냉각시 발생할 수 있는 표면산화를 억제하는 효과가 있다.

[재가열(reheting)]

상술한 바에 따라 냉각이 완료된 냉연강판을 일정 온도범위로 재가열함으로써 상기 냉각 공정에서 형성된 마르텐사이트 상을 템퍼링하여 템퍼드 마르텐사이트 상을 형성하는 것이 바람직하다.

상기 템퍼드 마르텐사이트 상을 충분히 확보하기 위해서는 400~500℃의 온도범위에서 재가열을 행하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 재가열시 그 온도가 400℃ 미만이면 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 연화가 부족하여 템퍼드 마르텐사이트의 경도가 증가하여 상간 경도차가 상승하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 마르텐사이트의 템퍼링에 의한 연화가 과도해져 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 된다.

[용융아연도금]

상기에 따라 재가열된 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 제조하는 것이 바람직하다.

이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일 예로 430~490℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.

[최종 냉각]

상기 용융아연도금을 완료한 후에는 Ms~100℃까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이 과정에서 소지강판에 마르텐사이트(fresh martenstie) 상을 새롭게 형성할 수 있다.

상기 냉각시 그 종료온도가 Ms를 초과하게 되면 마르텐사이트 상을 충분히 확보할 수 없게 되며, 반면 100℃ 미만이면 판 형상 불량 문제가 야기될 수 있다. 또한, 평균 냉각속도가 3℃/s 미만이면 너무 느린 냉각속도로 인해 마르텐사이트가 불균일하게 형성될 우려가 있다.

한편, 필요에 따라, 최종 냉각 전, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리함으로써, 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 있다.

다음으로, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 마르텐사이트 주위에 위치한 페라이트에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다.

이때, 압하율은 1.0% 미만(0% 제외)인 것이 바람직하다. 만일, 압하율이 1.0% 이상인 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.

상술한 조건에 따라 제조된 본 발명의 고장력강은 소지강판의 미세조직이 면적분율로 10~30%의 마르텐사이트, 20~40% 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함할 수 있다. 또한, 소지강판 두께 1/4t 지점의 기지조직 내 페라이트 내 Si, Mo, Cr, C의 농도비(식(1))가 250 이상이며, 소지강판 두께 1/4t 지점의 기지조직 내 M상과 TM상의 경도비(H_M/H_TM)가 2 이하이고, M상과 F상의 경도비 (H_M/HF_F)가 3 이하로 상간 경도차가 낮은 효과가 있다. 뿐만 아니라, 항복비가 0.7 이하로 낮고, HER과 3점 굽힘각의 곱(HER×굽힘각)이 3000 이상으로 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 효과가 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 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 간열한 다음, Ar3 변태점 온도 이상인 Ar3+50℃~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 상기에 따라 제조된 각각의 열연강판을 산세한 후 400~700℃에서 권취한 다음, 40~80%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다.

이후, 각각의 냉연강판에 대해 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속 소둔 처리 한 다음, 1차 및 2차 냉각을 거쳐 재가열(reheating) 처리하였다. 이때, 연속 소둔 온도, 2차 냉각종료온도 및 재가열 온도는 하기 표 2에 나타낸 조건으로 행하였으며, 상기 연속 소둔 처리 후 1차 냉각은 2~14℃/s의 냉각속도로 630~670℃까지 행하였으며, 이후의 2차 냉각시 10℃/s 이상의 속도로 행하였다.

그 후, 430~490℃의 용융아연도금욕에서 아연도금처리한 다음, 최종 냉각한 후, 1% 미만으로 조질압연하여 용융 아연계 도금강판을 제조하였다.

상기에 따라 제조된 각각의 용융 아연계 도금강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 특성 및 도금 특성을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

각각의 시험편에 대한 인장시험은 ASTM 규격을 이용하여 L방향으로 실시하였다. 또한, 구멍확장성(HER, Hole expansion ratio)의 평가는 일본 JSF T1001-1996규격을 적용하여 평가하였으며, 3점 굽힘 시험은 VDA(독일자동차협회) 238-100 규격을 적용하여 굽힘각(180도-굽힘내각)을 평가하였다. 상기 3점 굽힘 시험시 굽힘각이 클수록 굽힘성이 우수한 것으로 평가하였다.

그리고, 미세조직 분율은 소지강판의 판 두께 1/4t 지점에서 기지조직을 분석하여 그 결과를 이용하였다. 구체적으로, 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트, 페라이트 분율을 측정하였다. 한편, 소지강판 1/4t 지점에서 페라이트 내 Si, Mo, Cr, C 농도는 TEM(Transmission Electron Microscopy)과 EDS(Energy Dispersive Spectroscopy), ELLS 분석장비를 이용하여 측정하였다. 또한, 상(phase)간 경도는 Vickers Micro Hardness Tester를 이용하여 10회 측정 후 평균값을 취하였다.

강종	합금조성 (중량%)												성분비
강종	C	Si	Mn	Mo	Cr	P	S	Sol.Al	Ti	Nb	N	B	성분비
발명강1	0.100	0.52	2.35	0.005	0.300	0.015	0.005	0.024	0.001	0.020	0.005	0.0003	8.3
발명강2	0.069	0.81	2.30	0.020	0.005	0.050	0.006	0.026	0.002	0.020	0.003	0.0004	12.1
발명강3	0.071	0.11	1.80	0.030	1.010	0.030	0.007	0.043	0.020	0.050	0.004	0.0004	16.2
발명강4	0.060	0.41	2.00	0.120	0.850	0.040	0.003	0.030	0.020	0.050	0.006	0.0012	23.0
발명강5	0.100	0.60	2.00	0.050	0.510	0.010	0.005	0.040	0.010	0.020	0.005	0.0011	11.6
비교강1	0.140	0.20	2.12	0.002	0.260	0.010	0.002	0.040	0.015	0.022	0.002	0.0004	3.3
비교강2	0.090	0.10	2.10	0.008	0.220	0.012	0.005	0.020	0.024	0.033	0.005	0.0014	3.6
비교강3	0.140	0.04	1.99	0.180	0.350	0.010	0.006	0.050	0.004	0.013	0.003	0.0008	4.1
비교강4	0.144	0.18	1.80	0.003	0.400	0.050	0.004	0.060	0.010	0.017	0.004	0.0011	4.0
비교강5	0.140	0.10	2.40	0.120	0.100	0.030	0.002	0.060	0.001	0.020	0.003	0.0010	2.3

(표 1에서 성분비는 소지강판의 {(Si + Cr + Mo) / C}의 성분관계 값을 나타낸 것이다.)

강종	소둔온도 (℃)	2차 냉각 종료 온도(℃)	재가열 온도 (℃)
발명강 1	820	329	470
발명강 2	790	300	456
발명강 3	800	360	481
발명강 4	800	320	447
발명강 5	830	380	421
비교강 1	780	440	361
비교강 2	780	400	344
비교강 3	780	360	280
비교강 4	830	280	520
비교강 5	840	320	540

강종	미세조직			기계적 성질							경도비		농도비	미 도금
강종	F (%)	M (%)	TM (%)	YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	YR	HER (%)	굽힘 각(°)	HER×굽힘각	H_M/H_TM	H_M/H_F	농도비	미 도금
발명 강1	47	17	36	536	830	19	0.65	35	111	3885	1.6	2.6	267	무
발명 강2	49	20	31	541	817	20	0.66	31	114	3534	1.4	2.6	273	무
발명 강3	47	24	29	507	832	20	0.61	35	110	3850	1.5	2.4	377	무
발명 강4	47	28	25	554	825	19	0.67	33	122	4026	1.2	2.1	457	무
발명 강5	43	19	38	571	839	19	0.68	31	121	3751	1.3	2.5	457	무
비교 강1	59	38	3	502	874	19	0.57	23	92	2116	2.6	3.6	153	무
비교 강2	58	35	7	486	841	20	0.58	25	98	2450	2.5	3.4	149	무
비교 강3	56	33	11	498	836	18	0.60	26	101	2626	2.4	3.2	225	무
비교 강4	42	9	49	648	768	14	0.84	41	124	5084	3.4	4.1	193	무
비교 강5	40	7	53	621	764	15	0.81	44	127	5588	3.6	4.3	107	유

(표 3에서 F는 페라이트, M은 마르텐사이트, TM은 템퍼드 마르텐사이트를 의미한다. 또한, YS는 항복강도, TS는 인장강도, El은 연신율, YR은 항복비를 의미한다. 그리고, 경도비는 소지강판 두께 1/4t 지점에서 측정된 비커스 경도값이며, 농도비는 소지강판의 두께 1/4t 지점에서 본 발명에서 식(1)로 표현되는 페라이트 내 Si, Mo, Cr 및 C의 함량비({(Si_F + Mo_F + Cr_F) / C_F})를 나타낸 것이다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성, 성분비 및 제조조건이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명강 1 내지 5는 모두 항복비가 0.7 이하로 낮고, HER×굽힘각의 값이 3000 이상으로 성형성을 우수하게 확보할 수 있다. 또한, 발명강들은 모두 도금 특성이 양호함을 확인할 수 있다.

반면, 강 합금조성, 성분비 및 제조조건 중 하나 이상의 조건이 본 발명에서 제안하는 바를 벗어나는 비교강 1 내지 5는 항복비가 0.7을 초과하여 높고, 이 중 비교강 1 내지 3은 HER×굽힘각의 값이 3000 미만으로 성형성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다. 이 중 비교강 5의 경우에는 도금성도 열위하여 미도금이 발생하였다.

도 1은 발명강과 비교강의 소지강판 두께 1/4t 지점의 페라이트 내 Si, Mo, Cr 및 C 간의 함량비(농도비)에 따른 M상과 TM상의 경도비(H_M/H_TM)의 변화를 나타낸 것으로서, 상기 농도비의 값이 250 이상일 때 M상과 TM상 간의 농도비가 2 이하로 확보됨을 확인할 수 있다.

도 2는 발명강과 비교강의 소지강판 두께 1/4t 지점의 페라이트 내 Si, Mo, Cr 및 C 간의 함량비(농도비)에 따른 M상과 F상의 경도비(H_M/H_F)의 변화를 나타낸 것으로서, 상기 농도비의 값이 250 이상일 때 M상과 F상 간의 농도비가 3 이하로 확보됨을 확인할 수 있다.

도 3은 발명강과 비교강의 HER값과 3점 굽힘각의 곱(HER×3점 굽힘각)의 값과 항복비를 나타낸 것으로, 발명강의 경우에만 항복비가 0.7 이하로 저항복비를 가지면서, (HER×3점 굽힘각)의 값이 3000 이상으로 확보됨을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 1.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.5~2.5%, 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.5% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.06%, 타이타늄(Ti): 0.003~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.06%, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하고, 하기 식(1)로 표현되는 Si, Mo, Cr 및 C의 성분관계가 5 이상이고,
상기 소지강판은 미세조직으로 면적분율 10~30%의 마르텐사이트, 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함하며,
상기 소지강판의 두께 1/4t(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 하기 식(2)로 표현되는 마르텐사이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상의 경도비가 2 이하, 하기 식(3)으로 표현되는 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 경도비가 3 이하인 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강.

식(1)
{(Si + Cr + Mo) / C} ≥ 5
(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
식(2)
(H_M/H_TM) ≤ 2
(여기서, M은 마르텐사이트, TM은 템퍼드 마르텐사이트를 의미한다.)
식(3)
(H_M/H_F) ≤ 3
(여기서, M은 마르텐사이트, F는 페라이트를 의미한다.)
제 1항에 있어서,
상기 소지강판의 두께 1/4t 지점에서 하기 식(4)로 표현되는 페라이트 내 Si, Mo, Cr 및 C의 함량비가 250 이상인 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강.

식(4)
{(Si_F + Mo_F + Cr_F) / C_F} ≥ 250
(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
제 1항에 있어서,
상기 고장력강은 780MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 항복비가 0.7 이하, (HER×굽힘각)의 값이 3000 이상인 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강.
중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 1.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.5~2.5%, 몰리브덴(Mo): 0.2% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.5% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.06%, 타이타늄(Ti): 0.003~0.06%, 니오븀(Nb): 0.003~0.06%, 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1)로 표현되는 Si, Mo, Cr 및 C의 성분관계가 5 이상이고, 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 Ar3+50℃~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취 후 40~80%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔 후 630~670℃까지 2~14℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 수소냉각설비에서 300~400℃까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
상기 2차 냉각 후 400~500℃의 온도범위로 재가열(reheating)하는 단계;
상기 재가열 후 용융아연도금하는 단계; 및
상기 용융아연도금 후 Ms~100℃까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 최종 냉각하는 단계
를 포함하는 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강의 제조방법.

식(1)
{(Si + Cr + Mo) / C} ≥ 5
(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
제 4항에 있어서,
상기 재가열(reheating)시 템퍼드 마르텐사이트(tempered martenstie) 상이 형성되는 것인 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 용융아연도금 후 최종 냉각시 마르텐사이트(fresh martensite) 상이 형성되는 것인 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 연속소둔하는 단계는 780~830℃의 온도범위에서 실시하는 것인 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 용융아연도금하는 단계는 430~490℃ 온도범위의 아연 도금욕에서 실시하는 것인 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 용융아연도금 후 최종 냉각을 행하기 전 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 것인 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 최종 냉각 후 1.0% 미만의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강의 제조방법.