KR102020404B1

KR102020404B1 - 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102020404B1
Application number: KR1020170178857A
Authority: KR
Inventors: 이세웅; 이규영; 류주현; 강기철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-22
Filing date: 2017-12-22
Publication date: 2019-09-10
Also published as: KR20190076789A

Abstract

본 발명은 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 2.0%이하(0% 포함), Al: 2.0%이하(0% 제외), Mn: 3.5~7.5%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외)를 포함하고, 상기 Si 및 Al은 하기 관계식 1의 조건을 만족하며, 미세조직은 면적분율로, 5%이상의 델타 페라이트, 10%이상의 잔류 오스테나이트, 40%이하의 소둔 마르텐사이트 및 20%이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하는 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] (Si+5Al)≥4.5 (단, 상기 Si 및 Al의 함량은 중량%임.)

Description

초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법{STEEL SHEET HAVING ULTRA HIGH STRENGTH AND SUPERIOR DUCTILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 낮추어야 하는 반면에, 충돌 안전성 확보를 위해서는 강판의 두께를 두껍게 해야 하는 서로 모순된 측면이 있다. 이를 해결하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하는데, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 'DP강'이라고 함), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 'TRIP강'이라고 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 'CP강'이라고 함) 등의 다양한 자동차용 강판을 통해서 가능하다고 알려져 있다. 이와 같은 진보된 고강도강에 대하여 탄소량 혹은 합금성분을 높여서 보다 강도를 높일 수 있으나, 이 경우 강의 성형에 필수적으로 요구되는 연신율이 저하한다는 단점이 있다.

이러한 문제를 해결하기 위한 기술로는 특허문헌 1 및 2가 있다. 특허문헌 1은 3.5~9%의 Mn을 함유하는 강으로서, 인장강도와 총연신율의 곱이 30,000Mpa% 이상으로 매우 우수한 물성을 보이고 있으나, 상기 물성 구현을 위해서는 1시간 이상의 열처리를 행해야 한다는 단점이 있어 연속 소둔 공정에 적용이 쉽지 않다. 특허문헌 2는 2~9%의 Mn을 함유하는 강으로서, 높은 항복강도 및 인장강도의 구현방법에 대해 설명하고 있으나, 온간 성형을 통해 물성을 구현해야 하므로 공정비용 증가를 초래할 수 있다.

CN 101638749B CN 103060678A

본 발명의 일측면은 초고강도를 가지면서도 인장강도와 연신율의 곱이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 2.0%이하(0% 포함), Al: 2.0%이하(0% 제외), Mn: 3.5~7.5%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외)를 포함하고, 상기 Si 및 Al은 하기 관계식 1의 조건을 만족하며, 미세조직은 면적분율로, 5%이상의 델타 페라이트, 10%이상의 잔류 오스테나이트, 40%이하의 소둔 마르텐사이트 및 20%이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하는 초고강도 고연성 강판을 제공한다.

[관계식 1] (Si+5Al)≥4.5 (단, 상기 Si 및 Al의 함량은 중량%임.)

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 2.0%이하(0% 포함), Al: 2.0%이하(0% 제외), Mn: 3.5~7.5%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외)를 포함하고, 상기 Si 및 Al은 하기 관계식 1의 조건을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상 1000℃이하의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 720℃이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도에서 1차 열처리하는 단계; 상기 1차 열처리된 냉연강판을 상온까지 서냉시키는 단계; 및 상기 서냉된 냉연강판을 580~900℃의 온도에서 10초~15분간 2차 열처리를 행하는 단계를 포함하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.

[관계식 1] (Si+5Al)≥4.5 (단, 상기 Si 및 Al의 함량은 중량%임.)

본 발명의 일측면에 따르면, 초고강도를 가지면서도 인장강도와 연신율의 곱이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 및 비교예 1의 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 내지 8의 미세조직 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 4 내지 9의 미세조직 사진이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 하기 설명되는 본 발명의 합금조성의 함량은 중량%이다.

C: 0.1~0.4%

C는 잔류 오스테나이트 안정화를 위해서 첨가되는 중요한 원소로써, 0.1% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 그 함량이 0.4%를 초과하면 충분한 δ-ferrite를 확보할 수 없어 연신율이 열위해지므로 그 상한을 0.4%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 C의 함량은 연속생산성에 중요한 라인 동종 용접성 확보 측면에서 0.1~0.35%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.

Si: 2.0%이하(0% 포함)

Si은 페라이트내에서 탄화물이 석출하는 것을 억제하고 페라이트내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하는 원소로써 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 여기서 Si의 양이 2%를 초과하는 경우에는 열간 및 냉간압연성이 매우 열위하며, 또한 Si은 표면 산화물 형성을 통하여 용융도금성을 저해하는 원소이어서 그 상한을 한정하는 것이 바람직하다. Si의 하한을 제한하지 않고 0%를 포함하는 사유는 본 발명과 같이 Mn이 다량 함유되는 강에서는 Si 첨가 없이도 잔류 오스테나이트의 안정성을 확보하기가 용이하기 때문이다.

Al: 2.0%이하(0% 제외)

Al도 페라이트내에서 탄화물의 생성 억제를 통하여 잔류오스테나이트의 안정화에 기여한다. 또한 Ac1 및 Ac3 온도를 높임으로써 통상적인 소둔 온도에서 소둔을 가능하게 만든다. 하지만 그 함량이 많아지면 주조시 몰드플럭스와의 반응을 통하여 건전한 슬래브 제조가 어려우며, 표면 산화물 형성을 통하여 용융도금성을 저해하는 원소이다. 따라서, Al의 함량을 2.0% 이하로 제한한다.

Mn: 3.5.0~7.5%

Mn은 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화와 냉각시 페라이트 변태 억제를 위해서 변태조직강에 가장 많이 이용되는 원소이다. 망간을 3.5%미만 첨가하는 경우에는 페라이트 변태가 발생하기 쉽고 오스테나이트의 확보가 부족하여 높은 기계적 물성을 확보할 수가 없고, 7.5%를 초과하는 경우에는 연연주 생산이 어려워지고 다량 합금철 투입에 의한 용강온도 저하등 생산성의 안정적 확보가 어려워서 상한과 하한을 한정하는 것이 바람직하다.

P: 0.05%이하(0% 제외)

P는 고용강화 원소이기도 하나 그 함량이 0.05%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지기 때문에 그 상한을 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.02%이하(0% 제외)

S는 P와 마찬가지로 강중 불순물 원소로써, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.

N: 0.02%이하(0% 제외)

N은 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 0.02%를 초과하면 취성이 발생할 위험성이 크고 AlN 과다 석출등으로 연주품질을 저하하므로 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명의 강판은 Cr: 1.5%이하, Ti: 0.15%이하, Nb: 0.5%이하, V: 0.5%이하 및 Mo: 0.5%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

Cr: 1.5%이하

Cr은 잔류오스테나이트 안정화에 기여하는 원소인데 C, Si, Mn 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 다만 Cr이 1.5%를 초과하게 되면 제조비용의 상승이 과다하여 그 상한을 한정한다.

Ti: 0.15%이하

Ti은 미세 탄화물 형성원소로써 본 발명의 강도 확보에 기여한다. 또한, Ti은 질화물 형성원소로써 AlN을 형성하는 N를 TiN으로 석출시키기 때문에, 결과적으로 AlN의 석출을 억제할 수 있으며, 이를 통해 연주시 크랙이 발생할 위험성을 저하시키는 장점이 있다. 다만, 0.15%를 초과하면 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 감소가 이루어질 수 있고, 또한 연주시 노즐 막힘을 야기하므로 제한한다. 한편, 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 Ti은 화학당량적으로 48/14*[N]이상의 함량으로 첨가될 수 있다.

Nb: 0.5%이하

Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고 미세 탄화물 형성을 통한 강도를 증가하는 원소이므로 첨가가 필요하며, 0.5%를 초과하는 경우에는 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 감소가 이루어질 수 있고 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가 증가로 제한한다.

V: 0.5%이하

V은 저온 석출물을 형성함에 의하여 강도 증가에 기여하므로 첨가가 필요하며, 0.5%를 초과하면 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 감소가 이루어질 수 있고 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가 증가로 제한한다.

Mo: 0.5%이하

Mo는 경화능을 높여서 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있어서, 소둔 후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 또한, 미세한 탄화물 형성을 통하여 강도 증가에 기여하는 바가 크므로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.5%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가로 제한한다.

아울러, 본 발명의 강판은 Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5% 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다. 상기 Zr과 W은 Ti, Nb, V, Mo와 마찬가지로 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Zr 및 W의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵고, Zr의 함량이 0.1%를 초과하거나 W의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 상기 효과의 증대가 없고, 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 저하시킬 수 있다.

또한, 본 발명의 강판은 Ni: 1%이하 및 Cu: 0.5%이하 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다. 상기 Ni 및 Cu은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소인데, 상기 서술된 C, Si, Mn, Al 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 그러나, Ni이 1%를 초과하거나 Cu가 0.5%를 초과하는 경우에는 제조비용의 상승이 과다하여 상한을 한정한다. 여기서 Cu의 경우에는 열연시 취성을 야기할 수 있으므로 Cu가 첨가되는 경우에는 Ni이 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 강판은 Sb: 0.1%이하, Ca: 0.01%이하 및 B: 0.01%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다. Sb은 입계편석을 통한 Si, Al 등 표면산화원소의 이동을 저해하여 도금표면품질을 향상시키는 효과가 있는데 0.1%를 초과하는 경우에는 아연도금층의 합금화가 지연되는 문제가 있어서 제한한다. Ca은 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유효한 원소인데 0.01%를 초과하는 경우에는 효과가 포화된다. 또한 B은 Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜서 고온에서 냉각시에 연질 페라이트 변태를 억제하는 장점이 있으나 0.01%를 초과하면 도금강판으로 제조시 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로 그 상한을 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 합금조성은 Fe이며, 그 밖에 제조공정상 불가피하게 함유되는 불순물을 포함할 수 있다.

또한, 본 발명의 강판은 상기 Si 및 Al이 하기 관계식 1의 조건을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1은 본 발명에서 얻고자 하는 델타 페라이트를 충분히 확보하기 위한 것으로서, 만일, 4.5% 미만인 경우에는 충분한 델타 페라이트를 확보하기 곤란하여 소둔 후 인장강도가 저하되는 문제가 있다.

[관계식 1] (Si+5Al)≥4.5 (단, 상기 Si 및 Al의 함량은 중량%임.)

한편, 본 발명 강판의 미세조직은 면적분율로, 5%이상의 델타 페라이트, 10%이상의 잔류 오스테나이트, 40%이하의 소둔 마르텐사이트 및 20%이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 미세조직들은 래스 형태를 갖는 것이 바람직하며, 본 발명은 이와 같이 미세조직을 제어함으로써 우수한 강도와 연신율 및 항복비를 확보할 수 있다. 한편, 미세조직 분율 측정시 실질적으로 3차원적 개념의 측정방법은 쉽지 않으므로 통상의 미세조직 관찰시 활용되는 단면 관찰을 통한 면적 측정으로 대신한다.

전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강판은 인장강도가 1000Mpa 이상이고, 총 연신율이 30%이상일 수 있다. 즉, 인장강도와 연신율의 곱이 30,000Mpa% 이상일 수 있다. 또한, 본 발명의 강판은 항복비가 0.8 이상일 수 있다.

또한, 본 발명은 강판 종류에 대하여 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 상기 강판은 냉연강판, 아연계 용융도금강판, 아연계 합금화 용융도금강판, 아연계 전해도금강판, 아연계 PVD 도금강판 및 알루미늄계 용융도금강판으로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종일 수 있다. 한편, 상기 아연계 PVD 도금강판은 EML-PVD(Electro Magnetic Levitation-Physical Vapor Deposition)법에 의해 제조될 수 있다.

이하, 본 발명 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

먼저, 상술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일양이 증가하여 재료의 손실로 이어지며, Mn이 다량 함유된 경우에 액상이 존재할 수 있으므로 이와 같이 제한한다.

상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상 1000℃이하의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이는 Ar3(오스테나이트를 냉각시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도) 미만에서는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지며 열간압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로 이와 같이 제한한다. 1000℃를 초과하는 경우에는 강 슬라브 표면에 두꺼운 산화층이 생겨 냉간압연시 산세성에 문제가 발생할 수 있다.

상기 열연강판을 720℃이하의 온도에서 권취한다. 권취온도가 720℃를 초과하는 경우에 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 표면결함을 유발할 수 있으므로 이와 같이 제한한다. 권취온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서, 후공정인 냉간압연의 압연하중이 높아지는 단점이 있으나 냉간압연 전에 열처리를 행하는 경우에는 문제가 되지 않으므로 하한을 특별히 한정하지는 않는다. 하지만, 냉간압연기의 압연능력이 우수하거나 가역식 압연기의 경우에는 냉간압연전 열처리가 필요 없을 수 있다.

상기 권취 후 열처리는 Ac1 ~ Ac1+(Ac3-Ac1)/2 온도역에서 30분 이상 행할 수 있으며, 예를 들면, 상기 열연강판의 강도가 1200Mpa 이상인 경우에 적용될 경우 보다 바람직한 효과를 얻을 수 있다. 상기 Ac1은 저온에서 온도를 올리는 경우에 오스테나이트가 출현하기 시작하는 온도이며, Ac3는 승온시에 오스테나이트가 100%가 되는 온도를 의미한다. 상기 열처리를 통해 냉간압연시 압연하중을 줄일 수 있다.

이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연시 압하율로 10~80%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 압하율이 10%미만이 되면 소둔시 재결정이 되지 않아 최종 물성이 열위해진다. 반면, 상기 압하율이 80%를 초과하는 경우에는 냉간압연성에 문제가 발생하여 생산성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.

이후, 상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도에서 1차 열처리한다. 상기 1차 열처리를 행하게 되면 마르텐사이트는 오스테나이트로 변태하게 된다. 다만, 상기 1차 열처리 후, 냉각을 하게 되면 상기 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태를 하게 된다. 즉, 상기 1차 열처리는 2차 열처리(최종 소둔)시 재결정 거동을 보다 빠르게 하기 위해 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되도록 하기 위한 공정이다. 한편, 상기 1차 열처리 온도가 Ac3 미만일 경우에는 소둔 후 냉각시 상온에서 마르텐사이트를 확보할 수 없어 최종 소둔조직이 구형(clobular)의 결정립을 가지는 문제가 발생할 수 있다. 이러한 구형(clobular)의 결정립은 최종 소둔 후 항복비를 저하시키는 단점이 있다. 상기 1차 열처리는 5~300초 동안 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 1차 열처리 시간 즉, 상기 1차 소둔이 5초 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 힘들고, 300초를 초과하는 경우에는 공정비용이 크게 증가할 수 있다.

이후, 1차 열처리된 냉연강판을 서냉한다. 본 발명의 합금조성을 갖는 냉연강판은 통상의 급냉처리가 아닌 서냉을 행하더라도 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태된다.

이후, 상기 서냉된 냉연강판을 580~900℃의 온도에서 10초~15분간 2차 열처리한다. 상기 2차 열처리는 2상 소둔 열처리로서, 상기 2차 열처리를 통해 높은 강도 및 연성과 양호한 형상품질을 동시에 확보할 수 있게 한다. 상기 2차 열처리 온도가 580℃ 미만일 경우에는 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 최종 소둔후 총연신율이 저하되는 문제가 발생할 수 있으며, 900℃를 초과하는 경우에는 최종 소둔조직이 마르텐사이트로 만들어져 높은 인장강도 확보에는 용이하나 연신율이 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 또한, 상기 2차 열처리 시간이 10초 미만일 경우에는 전술한 효과를 얻기 곤란하고, 15분을 초과하는 경우에는 공정비용이 크게 증가하고 더불어 잔류 오스테나이트의 안전성이 떨어져 충분한 연신율을 얻지 못하는 문제가 발생할 수 있다.

한편, 상기 2차 열처리는 연속소둔공정을 통해 행하여질 수 있으며, 이를 통해 생산성을 향상시킬 수 있다. 물론, Mn 등이 다량 포함된 강종들은 최종 소둔을 30분 이상 장시간 열처리하면 높은 인장강도와 연신율의 곱을 가질 수는 있으나, 열처리를 장시간할 수 있는 실질적인 방법은 통상의 연속소둔설비가 아닌 배치(batch)식 소둔방식이며, 배치식 소둔을 이용할 경우에는 열처리 후에 강판이 압연길이 방향으로 만곡이 발생하는 단점이 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.

(실시예)

하기 표 1의 합금조성을 갖는 강을 30kg의 잉곳으로 진공 용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1시간 유지한 후 열간압연을 실시하여 900℃에서 마무리압연을 완료하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 뒤 로냉함으로써 열연권취를 모사하였다. 상온까지 냉각된 시편을 600℃에서 10시간 열처리를 행하고, 이를 산세한 뒤, 50%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻었다. 이와 같이 얻어진 냉연강판을 하기 표 2의 조건으로 1차 및 2차 열처리한 뒤, 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 하기 표 2 및 3에 나타내었다. 강의 Ac1 및 Ac3 온도는 딜라토미터 실험을 통해 구할 수 있다. 시편을 인덕션 가열법으로 원하는 가열 속도에 맞추어 가열하면 페라이트에서 오스테나이트로 변할 때 오스테나이트의 Molar Volume이 페라이트에 비해 작어 시편의 수축이 일어나게 되는데 이렇게 수축이 시작되는 지점을 Ac1으로 정의하고 상변태가 완료 시까지 계속해서 수축이 일어나고 다시 시편의 길이가 증가되는 지점을 Ac3라고 정의할 수 있다.

구분	합금조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	Al	Ti	Nb	P	S	N	관계식1
발명강1	0.39	0.23	3.66	0.91	-	-	0.01	0.0056	0.0044	4.78
발명강2	0.35	-	4.1	1.33	0.11	0.19	0.011	0.002	0.0058	6.65
발명강3	0.15	0.5	6.15	1.52	-	-	0.009	0.0062	0.0065	8.10
발명강4	0.15	1	6.05	1.51	-	-	0.0069	0.0057	0.0054	8.55
발명강5	0.15	1.5	6	1.49	-	-	0.0057	0.0045	0.0045	8.95
발명강6	0.15	1	5.1	1.48	-	-	0.0085	0.0065	0.0063	8.40
발명강7	0.15	1	6.98	1.53	-	-	0.0061	0.0071	0.0045	8.65
발명강8	0.12	1	7.05	1.5	-	-	0.0064	0.0055	0.0047	8.50
비교강1	0.161	1.07	6.2	0.045	-	-	0.0085	0.0068	0.0051	1.30
비교강2	0.157	1.02	4.02	0.039	-	-	0.0059	0.0041	0.0016	1.22
비교강3	0.158	1.06	5.12	0.044	-	-	0.0064	0.004	0.0046	1.28
비교강4	0.14	0.5	7.09	0.045	0.03	0.04	0.0056	0.0065	0.0049	0.20
비교강5	0.1	-	5.11	0.036	-	-	0.0066	0.0063	0.0044	0.18
비교강6	0.136	-	6.02	0.04	-	-	0.0063	0.0051	0.004	0.73
단, 관계식 1은 (Si+5Al)≥4.5임.

구분	강종No.	1차 열처리		2차 열처리		델타 페라이트(면적%)
구분	강종No.	온도(℃)	시간(초)	온도(℃)	시간(초)	델타 페라이트(면적%)
발명예1	발명강1	800	60	720	122	9
비교예1	발명강1	-	-	720	122	-
발명예2	발명강2	800	60	690	122	12
비교예2	발명강2	-	-	690	122	-
발명예3	발명강3	840	122	700	122	18
비교예3	발명강3	-	-	700	122	-
발명예4	발명강4	840	122	720	122	20
발명예5	발명강5	840	122	680	122	26
발명예6	발명강6	840	122	680	122	22
발명예7	발명강7	840	122	720	122	21
발명예8	발명강8	840	122	700	122	19
비교예4	비교강1	760	61	660	122	2
비교예5	비교강2	760	61	680	122	1
비교예6	비교강3	760	61	660	122	1.5
비교예7	비교강4	820	70	640	122	-
비교예8	비교강5	810	61	660	122	-
비교예9	비교강6	800	122	620	122	2.2

구분	인장강도 (TS)(MPa)	총 연신율 (TE)(%)	TS×TE (MPa%)	항복강도 (YS)(MPa)	항복비 (YS/TS)
발명예1	1005	38	38190	858	0.85
비교예1	1050	20	21000	600	0.57
발명예2	1200	39	46800	1011	0.84
비교예2	1190	21	24990	762	0.64
발명예3	1037	30.5	31629	969	0.93
비교예3	1060	22.1	23426	726	0.68
발명예4	1167	30.5	35594	1011	0.87
발명예5	1126	35	39410	998	0.89
발명예6	1043	31.5	32855	1013	0.97
발명예7	1064	30.2	32133	919	0.86
발명예8	1170	30	35100	1026	0.88
비교예4	1241	28.41	35257	1083	0.87
비교예5	1024	22.46	22999	863	0.84
비교예6	1095	26.15	28634	978	0.89
비교예7	1085	23	24955	1045	0.96
비교예8	865	21.9	18944	770	0.89
비교예9	915	21.3	19490	865	0.95

상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 8의 경우에는 델타 페라이트의 면적 분율이 5%이상인 조건을 만족함에 따라 우수한 강도와 연신율을 확보하고 있음을 알 수 있다.

비교예 1 내지 4의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성 및 관계식 1과 제조조건은 만족하나, 1차 열처리를 행하지 않은 경우로서, 총 연신율이 상당히 낮은 수준임을 알 수 있다.

비교예 4 내지 9는 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건은 만족하나, 관계식 1이 4.5 미만인 경우로서 델타 페라이트의 분율을 5% 이상으로 확보하지 못하였으며, 이에 따라 연신율이 낮아 본 발명이 얻고자 하는 30,000Mpa% 이상의 인장강도와 연신율의 곱을 만족하지 못하고 있음을 알 수 있다.

도 1은 발명예 1 및 비교예 1의 사진이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 미세조직은 래스 형상의 결정립이 형성되어 있는 것을 확인할 수 있으나, 비교예 1의 경우에는 구형(clobular)의 결정립이 형성되어 있는 것을 확인할 수 있다.

도 2는 발명예 1 내지 8의 미세조직의 사진이며, 도 3은 비교예 4 내지 9의 미세조직 사진이다. 도 2 및 3을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1 내지 8의 경우에는 충분한 델타 페라이트가 형성되어 있음을 알 수 있으나, 비교예 4 내지 9의 경우에는 델타 페라이트가 형성되지 않거나 미량으로 형성되어 있음을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 2.0%이하(0% 포함), Al: 2.0%이하(0% 제외), Mn: 3.5~7.5%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불기피한 불순물을 포함하고,
상기 Si 및 Al은 하기 관계식 1의 조건을 만족하며,
미세조직은 면적분율로, 5%이상의 델타 페라이트, 10%이상의 잔류 오스테나이트, 40%이하의 소둔 마르텐사이트 및 20%이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하는 초고강도 고연성 강판.
[관계식 1] (Si+5Al)≥4.5 (단, 상기 Si 및 Al의 함량은 중량%임.)
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Cr: 1.5%이하, Ti: 0.15%이하, Nb: 0.5%이하, V: 0.5%이하 및 Mo: 0.5%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Ni: 1%이하 및 Cu: 0.5%이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Sb: 0.1%이하, Ca: 0.01%이하 및 B: 0.01%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 인장강도가 1000Mpa 이상이고, 총 연신율이 30%이상이며, 항복비가 0.8 이상인 초고강도 고연성 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 냉연강판, 아연계 용융도금강판, 아연계 합금화 용융도금강판, 아연계 전해도금강판, 아연계 PVD 도금강판 및 알루미늄계 용융도금강판으로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종인 초고강도 고연성 강판.
중량%로, C: 0.1~0.4%, Si: 2.0%이하(0% 포함), Al: 2.0%이하(0% 제외), Mn: 3.5~7.5%, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불기피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al은 하기 관계식 1의 조건을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3이상 1000℃이하의 온도로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 720℃이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도에서 1차 열처리하는 단계;
상기 1차 열처리된 냉연강판을 상온까지 서냉시키는 단계; 및
상기 서냉된 냉연강판을 580~900℃의 온도에서 10초~15분간 2차 열처리를 행하는 단계를 포함하여,
미세조직이 면적분율로, 5%이상의 델타 페라이트, 10%이상의 잔류 오스테나이트, 40%이하의 소둔 마르텐사이트 및 20%이하의 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함하는 강판을 제조하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
[관계식 1] (Si+5Al)≥4.5 (단, 상기 Si 및 Al의 함량은 중량%임.)
청구항 8에 있어서,
상기 강 슬라브는 Cr: 1.5%이하, Ti: 0.15%이하, Nb: 0.5%이하, V: 0.5%이하 및 Mo: 0.5%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 강 슬라브는 Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 강 슬라브는 Ni: 1%이하 및 Cu: 0.5%이하 중 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 강 슬라브는 Sb: 0.1%이하, Ca: 0.01%이하 및 B: 0.01%이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 권취 후 상기 열연강판을 Ac1 ~ Ac1+(Ac3-Ac1)/2 온도역에서 30분 이상 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 냉간압연은 10~80%의 압하율로 행하여지는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 1차 열처리는 5~300초 동안 행하여지는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 2차 열처리하는 단계 후, 2차 열처리된 냉연강판을 도금하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 16에 있어서,
상기 도금은 아연계 용융도금, 아연계 전해도금, 아연계 PVD 도금 및 알루미늄계 용융도금으로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종인 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 17에 있어서,
상기 아연계 용융도금은 Zn계, Zn-Al계 및 Zn-Mg-Al계로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종인 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 17에 있어서,
상기 알루미늄계 용융도금은 Al-Si계 및 Al-Si-Mg계 중 1종인 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
청구항 16에 있어서,
상기 도금하는 단계 후, 도금된 냉연강판을 합금화처리하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 강판의 제조방법.