KR101988763B1 - 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면은, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 고강도와 함께 성형성 및 표면품질이 향상된 고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND QUALITY OF SURFACE, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차용 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 자동차 분야에서는 환경오염, 연비향상, 안정성 향상 등의 목적으로 경량 소재, 고강도 소재의 적용을 확대하고 있으며, 이는 자동차용 부품 외의 많은 구조부재에 적용되는 재료가 가져야 할 특성이기도 하다.
그런데, 소재의 강도가 높아질수록 연신율이 감소하게 되며, 이로 인해 성형성이 저하되는 문제가 있다.
이에, 강도 증가와 함께 성형성의 향상을 도모할 수 있는 이상조직(DP)강이나 변태유기소성(TRIP)강 등이 주로 사용되고 있는 실정이다.
하지만, 현재 자동차 구조부재, 내판재 등에 적용되는 가공용 고강도강은 자동차 부품이 요구하는 수준의 가공성을 만족하지 못함에 따라, 복잡한 형상이 요구되는 부품에는 적용하는데에 한계가 있다.
이를 해소하기 위하여, 부품의 형상을 간소화하거나, 여러 개의 부품으로 구분하여 성형 및 용접하는 공정을 적용하고 있으나, 용접을 행하는 경우에는 용접부의 강도가 모재 부분과 다르기 때문에 차체 설계에 많은 제약을 받고 있으며, 용접부의 물성이 열위함에 의해 부품 특성이 저하할 뿐만 아니라, 공정비용이 크게 상승하는 문제가 있다.
따라서, 복잡한 형상의 부품에 용이하게 적용함으로써 차체 설계시 설계자유도를 높일 수 있도록 고강도와 더불어 성형성이 크게 향상된 재료의 개발이 지속적으로 요구되고 있는 실정이다.
종래에는 자동차용 강판으로 성형성을 고려하여 기지조직이 페라이트인 저탄소강 계열의 고강도강을 사용하였다. 하지만, 저탄소강 계열의 고강도강은 인장강도 800MPa급 이상에서 30% 이상으로 연신율을 확보하기 어려운 문제가 있다. 그로 인해, 인장강도 800MPa급 이상의 고강도강을 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것에 한계가 있는 것이다.
한편, 강의 강도와 연성을 동시에 확보하기 위한 방안으로서, 탄소(C)와 망간(Mn) 등의 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여 강의 주조직을 오스테나이트로 형성한 오스테나이트계 고망간 강이 제시된 바 있다 (특허문헌 1 및 2).
그런데, 특허문헌 1은 다량의 망간에 의해 연성의 확보는 가능하였으나, 변형부에서 가공경화가 심하게 발생하여 가공 후 강판이 쉽게 파단되는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 2 역시 연성의 확보가 가능하였으나, 실리콘의 다량 첨가에 의해 전기도금성 및 용융도금성이 저하하는 문제가 있다. 뿐만 아니라, 특허문헌 1과 2의 강판은 항복강도가 낮아 충돌특성이 낮은 단점이 있다.
일본공개특허공보 제1992-259325호 국제공개공보 WO02/101109
본 발명의 일 측면은, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 고강도와 함께 성형성 및 표면품질이 향상된 고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
다만, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.3~1.2%, 망간(Mn): 10~26%, 알루미늄(Al): 0.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.001~2.0%, 인(P): 0.5% 이하, 황(S): 0.5% 이하, 질소(N): 0.4% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 95% 이상(100% 포함)의 재결정 오스테나이트 상을 포함하며, 표면으로부터 두께방향 0.1mm 이내의 오스테나이트 재결정 분율이 90% 이상이고, 상기 오스테나이트의 평균 결정립 크기가 2~10㎛인 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1280℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 조압연 및 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하로 냉각하여 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 30~65%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 900℃ 이하의 온도에서 300초 이내로 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,
상기 재가열시 재가열로 내 산소 농도가 5부피% 이하이며, 상기 조압연시 선단 1~3 패스의 누적압하율이 40% 이상인 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 고강도를 가지면서 성형성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
뿐만 아니라, 강판의 표층에서 산화성 원소들을 고용 형태로 제어함으로써 표면품질이 우수한 강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 발명자들은 고강도와 더불어 성형성 및 표면품질이 향상된 소재의 개발을 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 목표로 하는 물성 확보에 유리한 미세조직을 형성하는 것으로부터, 의도하는 물성을 가지는 고강도 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.3~1.2%, 망간(Mn): 10~26%, 알루미늄(Al): 0.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.001~2.0%, 인(P): 0.5% 이하, 황(S): 0.5% 이하, 질소(N): 0.4% 이하를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 고강도 강판의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.3~1.2%
탄소(C)는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는데에 유리하다.
이러한 C의 함량이 0.3% 미만이면 변형(가공)시 탈탄에 의해 표층에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 크랙이 발생할 우려가 있으며, 연성이 낮아지는 단점이 있다. 또한, 오스테나이트 상이 유지되지 못할 우려가 있다. 반면, 그 함량이 1.2%를 초과하게 되면 오스테나이트 안정도가 과도하게 상승하여 슬립변형에 의한 변형거동의 천이로 가공성이 낮아지는 문제가 있으며, 탄화물의 형성으로 성형성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 C를 0.3~1.2%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.4~1.0%로 포함할 수 있다.
Mn: 10~26%
망간(Mn)은 탄소(C)와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 10% 미만이면 변형 중에 성형성을 저해하는 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 연성이 감소하는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 26%를 초과하게 되면 강의 연성이 감소하고, 열간압연시 크랙의 발생이 용이해지며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Mn을 10~26%로 함유할 수 있으며, 보다 유리하게는 12~24%로 포함할 수 있다.
Al: 0.5~3.0%
알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하나, 본 발명의 하나의 측면에서는 강의 슬립면에서 적층결함 에너지(SFE)를 증가시켜 ε(입실론)-마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 강의 연성을 향상시키는 역할을 한다. 이러한 Al은 망간의 함량이 상대적으로 낮은 경우에도 ε-마르텐사이트의 생성을 억제하므로, 망간의 함량을 최소화하면서 가공성을 향상시키는데 유리한 원소이다.
상술한 효과를 위해서는 0.5% 이상으로 Al을 포함할 수 있으나, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 쌍정(twin)의 발생을 억제하여 연성이 저하되며, 연속주조시 주조성이 나빠지고, 열간압연시 표면산화가 심해져 표면품질이 저하하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Al을 0.5~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.0~2.5%로 포함할 수 있다.
Si: 0.001~2.0%
실리콘(Si)은 고용강화에 의한 결정립도를 미세하게 함으로써 강의 항복강도 및 인장강도를 개선하는데에 유리한 원소이다.
일반적으로 Si은 과다하게 첨가될 경우 표면에 실리콘 산화층을 형성하여 용융도금성을 저해하는 것으로 알려져 있다. 그런데, 본 발명의 하나의 측면에 있어서, Mn을 일정량 이상으로 첨가하는 경우에는 표면에 형성된 얇은 실리콘 산화층이 형성되어 Mn의 산화를 억제하므로, 압연 후에 두꺼운 망간 산화층의 형성을 방지하는 효과가 있다. 또한, 소둔 후에 냉연강판에서 진행되는 부식을 방지하여 표면품질을 향상시킬 수 있다.
상술한 효과를 위해서는 0.001% 이상으로 Si을 포함할 수 있으나, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 열간압연시 강판 표면에 실리콘 산화물이 과도하게 생성되어 산세성이 저하되며, 표면품질이 나빠지는 문제가 있다. 또한, 연속소둔공정 또는 연속용융도금공정에서 고온 소둔시 강판 표면에 농화되어 도금시 용융아연의 젖음성을 저해함으로써 도금성이 열화된다.
따라서, 본 발명에서는 Si을 0.001~2.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.01~1.5%로 포함할 수 있다.
P: 0.5% 이하
인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 인의 편석(segregation)에 의해 가공성이 크게 저하하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 P을 0.5% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
S: 0.5% 이하
황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 열연판에 조대한 망간황화물(MnS)을 생성하여 플랜지 크랙과 같은 결함을 발생시키고, 구멍확장성을 감소시키는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 S을 0.5% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
N: 0.4% 이하
질소(N)는 오스테나이트 결정립내에서 알루미늄과 결합하여 미세한 질화물을 석출시킴으로써 쌍정 발생을 촉진하는 원소이다. 하지만, 그 함량이 0.4%를 초과하게 되면 질화물이 과도하게 석출되어 열간가공성과 연성을 저해하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 N를 0.4% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.
한편, 본 발명의 고강도 강판은 상술한 합금조성 이외에 티타늄(Ti): 2.0% 이하, 바나듐(V): 1.0% 이하 및 보론(B): 0.1% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
다만, 본 발명의 고강도 강판은 이들 원소들을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없다 할 것이다.
Ti: 2.0% 이하
티타늄(Ti)은 강 내 탄소와 결합하여 탄화물을 형성하는 원소로서, 형성된 탄화물은 결정립의 성장을 억제하여 결정립도 미세화에 유리하게 작용한다.
다만, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 과량의 Ti이 결정립계에 편석하여 입계 취화를 일으키거나, 조대한 석출상의 형성으로 결정립 성장을 억제하는 효과가 저하된다.
따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 Ti의 첨가시 2.0% 이하로 포함할 수 있다.
V: 1.0% 이하
바나듐(V)은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로서, 결정립도 미세화 및 석출강화에 의한 항복강도 향상에 유리하다.
다만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간가공성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서, V의 첨가시 1.0% 이하로 포함할 수 있다.
B: 0.1% 이하
보론(B)은 미량의 첨가로도 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시키는데 유효한 원소이다.
다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되며, 제조비용의 상승을 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 B의 첨가시 0.1% 이하로 포함할 수 있다.
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.
본 발명에서 목표로 하는 고강도와 함께 성형성 및 표면품질의 향상을 위해서는, 상술한 합금조성을 만족하는 강판의 미세조직이 다음과 같이 구성될 필요가 있다.
구체적으로, 본 발명의 고강도 강판은 재결정 오스테나이트 상을 면적분율 95% 이상(100% 포함)으로 포함할 수 있다.
본 발명의 고강도 강판은 재결정 오스테나이트 상을 95% 이상으로 확보함으로써 강도와 연성을 동시에 우수하게 확보할 수 있다. 상기 재결정 오스테나이트 상을 제외한 나머지로는 페라이트, 입실론(ε)-마르텐사이트, 알파 프라임(α')-마르텐사이트 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
본 발명의 하나의 측면에 있어서, 본 발명의 강판은 표면으로부터 두께방향 0.1mm 이내에 형성된 오스테나이트 상의 재결정 분율이 90% 이상이며, 이때의 오스테나이트 평균 결정립 크기가 2~10㎛인 것이 바람직하다. 여기서, 표면으로부터 두께방향 0.1mm 이내의 영역을 표층으로 칭한다.
즉, 본 발명의 강판은 두께방향으로 균질한 조직을 가지면서, 표층에서 미세한 결정립의 형성으로 고강도와 함께 성형성을 유효하게 향상시킬 수 있다.
한편, 상술한 미세조직을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 표층 즉, 표면으로부터 두께방향 0.1mm 이내에서 Mn, Si, Al 및 O의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 강판의 표층에서 산화성이 높은 원소들의 산화물 형성을 제한하면서, 산소의 차단이 가능하도록 분위기 제어를 통해 표층 내에서 산소를 고용 형태로 존재하도록 함으로써 미려한 표면을 가질 수 있도록 함에 기술적 의의가 있다.
이를 위해서, 본 발명에서는 산화성이 높은 원소들 즉, Mn, Si 및 Al의 함량에 따라 표층 내 산소(O)의 농도를 하기 관계식 1로 제한하는 것이다. 이로부터 표층에 경질의 산화물이 생성되는 것을 효과적으로 억제할 수 있다.
만일, 표층 내 산소농도가 하기 관계식 1을 벗어나게 되면, 강판 표층에서 산화물이 다량 존재함에 따라 표면품질이 저하하게 된다.
[관계식 1]
표층 내 산소농도(중량%) ≤ 11.4 - (Mn/3.4) + (Si/0.9) + (Al/1.13)
(관계식 1에서 Mn, Si, Al은 중량함량을 의미한다.)
본 발명의 고강도 강판은 상술한 합금조성과 미세조직을 가짐으로써 500MPa 이상의 항복강도, 900MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 연신율을 확보할 수 있다.
즉, 본 발명의 고강도 강판은 고강도와 고연성을 양립하여 확보함으로써, 성형성을 우수하게 확보할 수 있으며, 이러한 고강도 강판은 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 차체의 구조부재, 내판재 등에 유리하게 적용할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취 - 냉간압연 - 소둔] 공정을 거쳐 목표로 하는 고강도 강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
먼저, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열하는 것이 바람직하다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.
상기 재가열은 1150~1280℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 재가열시 온도가 1150℃ 미만이면 주조시 편석된 석출 원소들이 재고용되지 못하며, 반면 그 온도가 1280℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립도가 증가하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 상술한 온도범위에서의 재가열은 120~400분(min) 내에서 행할 수 있다.
본 발명은 제조되는 강판의 성형성을 향상시키기 위하여 Mn, Al, Si 등을 다량 함유하는 바, 상기 강 슬라브의 재가열시 표면에 상기 원소들의 산화물이 형성되기 유리하다. 통상, 재가열시 재가열로 내 산소 농도가 25부피% 수준이므로, 표면 산화물이 쉽게 형성되는 조건이다. 이에, 본 발명에서는 재가열로 내 산소 농도를 5부피% 이하로 제한하며, 이로부터 상기 강 슬라브의 재가열시 표면에 산화물이 생성되더라도 수㎛ 수준으로 제어가능하다.
[열간압연]
상술한 바에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조할 수 있다.
구체적으로, 재가열된 강 슬라브를 초기 수회의 압연(조압연이라 칭함)을 거쳐 최초 슬라브 두께 대비 80% 이상으로 압연된 바(bar)를 제조할 수 있으며, 이러한 조압연시 선단 1~3 패스(pass)의 누적압하율이 40% 이상이 되도록 행하는 것이 바람직하다. 이는, 강 슬라브 재가열시 생성된 표면 산화물이 최종 열연판에 잔존하거나 표면 산화가 후속으로 발생하는 것을 억제하기 위함이다.
상술한 조건으로 조압연을 완료한 후 마무리 열간압연하여 최종 열연강판을 제조할 수 있다. 상기 마무리 열간압연은 880℃ 이상의 온도에서 행할 수 있다. 만일, 상기 마무리 열간압연 온도가 880℃ 미만이면 미재결정립이 생성되어 결정립내에 많은 전위가 도입됨에 따라 연성이 크게 저하되는 문제가 있으며, 압연 부하의 상승으로 목표 두께의 열연판을 얻을 수 없게 된다.
보다 유리하게는 880~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
[냉각 및 권취]
상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 권취할 수 있다.
이때, 평균 냉각속도 5℃/s 이상으로 500℃ 이하의 온도범위까지 냉각한 후 그 온도에서 권취할 수 있다.
상기 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 조대한 탄화물이 형성되어 강의 성형성을 저해하므로 바람직하지 못하다. 상기 평균 냉각속도의 상한을 특별히 한정하지 아니하며, 설비 사양에 따라 적절히 선택할 수 있다. 일 예로, 100℃/s 이하로 행할 수 있다.
또한, 냉각종료온도 즉, 권취온도가 500℃를 초과하게 되면 권취 이후 상온까지 냉각하는 동안에 조대한 탄화물이 형성되는 문제가 있다. 상기 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하며, 상온에서 행하더라도 문제가 없다. 여기서 상온은 15~35℃ 정도의 온도를 의미한다.
[냉간압연]
상기에 따라 냉각 및 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다. 이때, 냉간압연을 행하기에 앞서 열연강판의 표면 스케일(scale)의 제거를 위하여 산세 공정을 행할 수 있다.
상기 냉간압연은 30~65%의 냉간압하율로 행할 수 있다. 만일, 냉간압하율이 30% 미만이면 후속하는 소둔 열처리시 재결정 구동력이 적어져 목표 수준의 강도를 확보하기 어려워진다. 반면, 65%를 초과하게 되면 롤(roll)의 압력(force)이 심해져 냉연판 파단이 발생할 우려가 있다.
[소둔 열처리]
상술한 바에 따라 제조된 냉연강판을 소둔 열처리할 수 있다.
상기 소둔 열처리는 900℃ 이하에서 300초 이내로 행할 수 있으나, 본 발명의 하나의 측면에서는 재결정 조직의 확보를 위하여 Tnr(완전 재결정 온도)+10℃ 이상에서 행하는 것이 바람직하다.
강판의 Tnr 온도는 성분계에 따라 달라지나, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 경우에는 650~800℃의 온도범위일 수 있다.
본 발명의 냉연강판은 소둔 열처리시 내부에 비해 표면에서 변형이 많이 일어나며, 이때 재결정 온도에서 충분한 열처리가 행해짐으로써 상대적으로 표층의 재결정 분율을 높일 수 있으며, 결정립을 미세하게 제어할 수 있다.
한편, 상술한 온도범위에서 소둔 열처리시 소둔로 내의 분위기를 수소(H2) 농도가 4~10부피%인 환원분위기로 제어하는 것이 바람직하다. 이는, 소둔 열처리 과정에서 표면 산화를 억제하기 위한 것으로서, 이와 같이 환원분위기로 제어된 소둔로 내에서 열처리를 행함으로써 강판 표층 내 산소 농도를 제어할 수 있다.
상기 수소 농도가 10부피%를 초과하게 되면 강 내부로 수소가 유입되어 수소 취성이 발생할 우려가 있다. 반면, 4부피% 미만이면 표면 산화를 충분히 억제할 수 없게 된다.
이후, 필요에 따라 소둔 열처리 공정이 완료된 냉연강판에 대해서 도금하여 도금강판으로 제조할 수 있다. 상기 도금공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 아연도금욕에 침지하는 용융아연도금, 전기도금 또는 합금화용융도금처리를 행할 수 있다.
상술한 도금공정은 통상의 방법 및 조건에 의할 것인 바, 특별히 한정하지 아니한다.
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, 이를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 각각의 냉연강판을 제조하였다.
이후, 각 냉연강판의 기계적 물성을 평가하고, 조직을 관찰하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
구체적으로, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El)의 측정을 위해 인장시험을 행하였으며, 연신율은 총 연신율을 의미한다.
또한, 굽힘 특성의 평가를 위하여 각 시편에 대해 굽힘 T 테스트를 행하였다. 이는 시편을 180도 굽힘 시험한 후 표면에 크랙 발생 여부를 평가하는 테스트이다. 이때, 0T 부터 5T까지 시험을 수행하였으며 0T는 시편 사이에 동일 두께의 소재를 끼우지 않고 180도 굽힘 시험한 경우, 5T는 시편 사이에 동일 두께의 소재를 5개 끼우고 180도 굽힘 시험한 경우를 의미한다.
굽힘 특성 결과로서, 0T는 굽힘시 그 사이에 동일 두께의 소재를 끼우지 않고도 180도까지 굽히는 동안 크랙이 발생하지 않는 경우를 의미하며, 1T는 굽힘시 그 사이에 동일 두께의 소재를 1개 끼우고 180도까지 굽히는 동안 크랙이 발생하지 않는 경우를 의미한다. 이를 기준으로 굽힘 특성 결과를 표기하였다.
그리고, LDR(Limit Drawing Ratio) 평가는 지름 50mm로 편칭하여 컵 성형을 행함으로써 진행하였으며, 이때 이어링(earing)이 발생하지 않고, 크랙이 발생하지 않은 온전한 컵 성형이 되는 한계 성형비로 나타내었다.
한편, 미세조직은 각 시편을 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 각 상(phase)의 종류 및 분율을 측정하였다.
구분 합금조성 (중량%)
C Si Mn Al P S N Ti V
발명강 1 0.6 0.002 16.0 1.5 0.01 0.02 0.008 0 0
비교강 1 0.6 0 18.6 0 0.01 0.02 0.010 0 0
비교강 2 0.6 0 18.0 1.5 0.01 0.02 0.008 0.1 0
발명강 2 0.5 1.5 16.3 1.5 0.01 0.02 0.010 0.1 0.3
비교강 3 0.5 1.0 17.9 0.1 0.01 0.02 0.008 0.1 0.5
발명강 3 0.5 0.1 15.8 1.9 0.01 0.02 0.012 0.1 0
비교강 4 0.4 0 23.0 0.9 0.01 0.02 0.008 0.1 0.2
구분 재가열 열간압연 냉간
압하율
(%)		 소둔 열처리
로내
분위기
(부피%)		 로내
온도
(℃)		 재로
시간
(분)		 조압연
1-3패스
누적 압하율
(%)		 FDT
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 CT
(℃)		 로내
분위기
(부피%)		 온도
(℃)		 시간
(초)
발명강
1		 O2
2% 이하		 1200 150 50 890 16.9 450 44 H2 5% 800 80
비교강
1		 O2
2% 이하		 1200 250 40 974 20.9 482 45 공기
(O2 25%)		 800 600
비교강
2		 공기
(O2 25%)		 1120 500 20 940 17.5 450 53 H2 5% 850 61
발명강
2		 O2
3.5% 이하		 1200 250 40 900 19.4 450 34 H2 4% 820 120
비교강
3		 공기
(O2 25%)		 1270 150 45 900 16.9 450 56 공기
(O2 25%)		 850 120
발명강
3		 O2
5% 이하		 1150 150 40 940 20.9 450 47 H2 7% 780 150
비교강
4		 O2
2% 이하		 1150 250 25 900 17.5 300 50 공기
(O2 25%)		 950 91
(표 2에서 FDT는 마무리 열간압연시 온도, CT는 권취 온도를 의미한다.)
구분
 미세조직 기계적 물성
GS 재결정
분율(%)		 표층 산소농도(wt%) 표층 O2
파라이터		 표면
산화물 발생		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El
(%)		 굽힘
T시험		 LDR
발명강
1		 10 95 0.08 8.0 무 519 960 65 0T 2.1
비교강
1		 10 95 20 5.9 다수 존재 445 932 67 1T 1.5
비교강
2		 40 92 7.8 7.4 미량 존재 1006 1286 22 2T 1.5
미만
발명강
2		 5 98 0.1 9.6 무 808 1097 44 0T 1.6
비교강
3		 21 95 15 7.3 미량 존재 885 1221 33 2T 1.5
미만
발명강
3		 4 97 2.0 8.5 무 530 925 51 0T 2.0
비교강
4		 75 98 25 5.4 다수 존재 676 1006 37 2T 1.5
미만
(표 3에서 GS는 오스테나이트 평균 결정립 크기(grain size)를 의미하며, 재결정 분율은 오스테나이트 상의 재결정 분율을 의미하고, 상기 γ을 제외한 나머지는 페라이트, 입실론 마르텐사이트, 알파 프라임 마르텐사이트 중 1종 이상이다.
그리고, 표층 O2 파라미터는 관계식 1로부터 도출되는 표층 내 산소 농도를 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성, 성분관계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3은 항복강도를 500MPa 이상으로 확보하면서, 인장강도 900MPa 이상 및 연신율 40% 이상으로 확보할 수 있다.
뿐만 아니라, 굽힘 특성이 우수함에 따라 컵 성형시 이어링, 크랙 등의 발생이 없는 컵 성형이 가능하였다.
한편, 굽힘 특성과 LDR은 극한의 성형 조건으로서, 강판 표면에 산화물이 존재하는 경우 노치(notch) 크랙으로 전파된다. 따라서, 이들 특성이 우수하다는 것은 표면 산화물이 최대한으로 억제되었음을 방증하는 것이다.
반면, 비교강 1은 소둔로의 수소 분위기가 제어되지 못함에 따라 산화물의 생성을 억제할 수 없었으며, 이로 인해 표면 산화물이 다수 관찰되고 항복강도가 열위하였다.
비교강 2는 재가열시 로내 분위기와 온도 및 시간이 제어되지 못함에 따라 표층에서 산화물의 생성을 억제할 수 없었으며, 연성 및 성형성이 열위하였다.
비교강 3은 재가열시 로내 분위기와 소둔 열처리시 로내 분위기가 제어되지 못함에 따라 표층에서 산화물의 형성을 억제할 수 없었고, 연성 및 성형성이 열위하였다.
비교강 4는 조압연시 조건과 소둔 열처리시 로내 분위기가 제어되지 못함에 따라 표면 산화물이 다수 관찰되고, 연성 및 성형성이 열위하였다.
특히, 비교강 1 내지 4 모두 본 발명에서 제안하는 관계식 1에서 도출된 값보다 표층 내 산소농도가 높은 함량으로 존재하도록 제어됨에 따라, 표면에 MnO, FeO, SiO2, AlO, MnAlO 등의 경질의 산화물이 다량 형성되어 물성이 열위하였다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.3~1.2%, 망간(Mn): 10~26%, 알루미늄(Al): 0.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.001~2.0%, 인(P): 0.5% 이하, 황(S): 0.5% 이하, 질소(N): 0.4% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 면적분율 95% 이상(100% 포함)의 재결정 오스테나이트 상을 포함하며,
    표면으로부터 두께방향 0.1mm 이내의 오스테나이트 재결정 분율이 90% 이상이고, 상기 오스테나이트의 평균 결정립 크기가 2~10㎛이며, 표면으로부터 두께방향 0.1mm 이내의 Mn, Si, Al 및 O의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판.

    [관계식 1]
    표층 내 산소농도(중량%) ≤ 11.4 - (Mn/3.4) + (Si/0.9) + (Al/1.13)
    (관계식 1에서 Mn, Si, Al은 중량함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 티타늄(Ti): 2.0% 이하, 바나듐(V): 1.0% 이하 및 보론(B): 0.1% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판.
  3. 삭제
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 500MPa 이상의 항복강도, 900MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 연신율을 가지는 것인 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.3~1.2%, 망간(Mn): 10~26%, 알루미늄(Al): 0.5~3.0%, 실리콘(Si): 0.001~2.0%, 인(P): 0.5% 이하, 황(S): 0.5% 이하, 질소(N): 0.4% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150~1280℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 조압연 및 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하로 냉각하여 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 30~65%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 900℃ 이하의 온도에서 300초 이내로 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,
    상기 재가열시 재가열로 내 산소 농도가 5부피% 이하이며,
    상기 조압연시 선단 1~3 패스의 누적압하율이 40% 이상인 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연은 880℃ 이상의 온도에서 행하는 것인 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 소둔 열처리시 Tnr(완전 재결정 온도)+10℃ 이상에서 행하는 것인 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  8. 제 5항에 있어서,
    상기 소둔 열처리시 소둔로 내 수소(H2) 농도가 4~10부피%인 환원분위기에서 행하는 것인 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 5항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 티타늄(Ti): 2.0% 이하, 바나듐(V): 1.0% 이하 및 보론(B): 0.1% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 성형성 및 표면품질이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102256376B1 (ko) * 2019-12-11 2021-05-27 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04259325A (ja) 1991-02-13 1992-09-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
WO2002101109A1 (de) 2001-06-13 2002-12-19 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfester, kaltumformbarer stahl und stahlband oder -blech, verfahren zur herstellung von stahlband und verwendungen eines solchen stahls
KR20070067593A (ko) * 2005-12-24 2007-06-28 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
KR20090020278A (ko) * 2007-08-23 2009-02-26 주식회사 포스코 가공성 및 강도가 우수한 고망간 용융아연도금 강판 및 그제조 방법
KR101798772B1 (ko) * 2016-06-23 2017-11-17 주식회사 포스코 고강도 및 고연신율을 갖는 고Mn강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04259325A (ja) 1991-02-13 1992-09-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
WO2002101109A1 (de) 2001-06-13 2002-12-19 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfester, kaltumformbarer stahl und stahlband oder -blech, verfahren zur herstellung von stahlband und verwendungen eines solchen stahls
KR20070067593A (ko) * 2005-12-24 2007-06-28 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
KR20090020278A (ko) * 2007-08-23 2009-02-26 주식회사 포스코 가공성 및 강도가 우수한 고망간 용융아연도금 강판 및 그제조 방법
KR101798772B1 (ko) * 2016-06-23 2017-11-17 주식회사 포스코 고강도 및 고연신율을 갖는 고Mn강판 및 그 제조 방법

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102256376B1 (ko) * 2019-12-11 2021-05-27 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법

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