KR102645525B1 - 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차 소재로 적합한 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차 소재로 적합한 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 자동차의 경량화를 위해 높은 강도를 갖는 강판을 제조할 수 있는 기술의 확보가 추진되고 있다. 그 중에서도 성형성을 겸비한 냉간성형용 고강도 강판의 경우 생산성을 높일 수 있어 경제성 측면에서 뛰어나고, 최종 부품의 안전성 측면에서도 보다 유리하다. 특히, 인장강도(TS)가 높은 강판은 파단이 발생하기까지의 지탱 하중이 높기 때문에, 인장강도가 980MPa급 이상으로 높은 강재에 대한 요구가 높아지고 있다.

이에 따라, 강재의 강도를 향상시키려는 시도가 다양하게 이루어졌으나, 단순히 강도를 향상시키는 경우 연성과 굽힘특성이 저하되는 단점이 발견되었다.

강재의 성형성을 개선하기 위한 방안으로서 연신율을 높이기 위한 방법이 적용되고 있으며, 특히 강 내에 잔류 오스테나이트 상을 도입하여 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 현상을 이용하는 방법이 널리 사용되고 있다. 그런데, TRIP 강의 경우 잔류 오스테나이트의 도입을 위해 강 중에 다량의 Si, Mn, Al 등의 원소를 첨가하는 것이 일반적이나, 이들 원소를 포함하는 강은 소둔 열처리 과정에서 강 표면에 상기 원소들이 산화물을 생성하여 도금성을 열위하게 만들고 도금 박리를 초래하는 문제가 있다

한국 공개특허공보 제10-2020-0128159호

본 발명의 일 측면은, 고강도와 더불어 고성형성을 가지는 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 실리콘(Si): 0.3~2.3%, 망간(Mn): 1.9~3.0%, 알루미늄(Al): 0.01~2.0%, 인(P): 0.04% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하며,

미세조직이 면적분율 10% 이하(0% 제외)의 페라이트, 5~15%의 잔류 오스테나이트, 5% 이하(0% 제외)의 마르텐사이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트를 포함하는 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.

[관계식 1]

2.7 ≤ (9.1×C) + Si + Al ≤ 4.5

(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 880~980℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 마무리 열간압연 후 200℃ 이하로 급냉한 다음, 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 하기 관계식 2로 표현되는 열처리 온도(HT)±5℃ 범위에서 열처리하는 단계; 상기 열처리된 열연강판을 22% 이하(0% 제외)의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 780~860℃의 온도범위에서 연속소둔 처리하는 단계; 및 상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 200~400℃의 온도범위로 냉각한 후, 300~500℃의 온도범위에서 유지하는 단계를 포함하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

[관계식 2]

열처리 온도(HT, ℃) = (140×C) + (10×Al) + (3×Si) + 360

(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)

본 발명에 의하면, 고가의 원소들을 과도하게 첨가하지 않고서도 고강도와 더불어 고성형성을 가지는 강판을 제공할 수 있다.

이러한 본 발명의 강판은 자동차 소재로서 적합하게 적용 가능한 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 냉간압하율에 따른 연신율의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.

본 발명의 발명자는 자동차 소재로서 적합한 강도뿐만 아니라, 연성의 향상으로 성형성을 우수하게 확보할 수 있으면서, 도금성이 우수한 강판을 제공할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 합금 성분계 및 제조조건을 최적화함에 의해 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가지는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 실리콘(Si): 0.3~2.3%, 망간(Mn): 1.9~3.0%, 알루미늄(Al): 0.01~2.0%, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하를 포함할 수 있다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.

탄소(C): 0.15~0.25%

탄소(C)는 고용강화 및 석출강화를 통해 강의 강도를 확보하는 데에 유용한 원소로서, 그 함량이 0.15% 미만이면 목표 수준의 강도뿐만 아니라 고연성의 확보가 어려워진다. 반면, 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 아크 용접성 및 레이저 용접성이 나빠지고, 저온 취성에 따른 용접부 균열이 발생할 위험성이 커지며, 구멍확장성이 열위하는 문제가 있다.

따라서, 상기 C는 0.15~0.25%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게 상기 C는 0.17% 이상, 0.19% 이상으로 포함할 수 있으며, 0.23% 이하로 포함할 수 있다.

실리콘(Si): 0.3~2.3%

실리콘(Si)은 베이나이트가 형성되는 영역에서 세멘타이트의 석출을 억제함으로써 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하며, 강의 연성 향상에 기여하는 역할을 한다. 이러한 Si의 함량이 0.3% 미만이면 강 중에 잔류 오스테나이트 상이 불충분해져 연성이 낮아질 우려가 있다. 반면, 그 함량이 2.3%를 초과하게 되면 LME 균열의 형성에 따른 용접부 물성 악화를 초래하며, 강의 표면 특성 및 도금성이 나빠지게 된다.

따라서, 상기 Si은 0.3~2.3%로 포함할 수 있다.

망간(Mn): 1.9~3.0%

망간(Mn)은 강의 강도 확보를 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량이 1.9% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보하는 데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 베이나이트 변태 속도가 느려져 프레시 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 구멍확장성이 열위하게 되는 문제가 있다.

따라서, 상기 Mn은 1.9~3.0%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 2.0% 이상, 2.1% 이상으로 포함할 수 있으며, 2.8% 이하로 포함할 수 있다.

알루미늄(Al): 0.01~2.0%

알루미늄(Al)은 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이며, 세멘타이트의 석출을 억제하여 잔류 오스테나이트를 안정화하는 데에 효과가 있다. 이러한 Al의 함량이 0.01% 미만이면 탈산 효과가 미비하여 강의 청정성을 해치게 된다. 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 강의 주조성이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 상기 Al은 0.01~2.0%로 포함할 수 있다.

인(P): 0.04% 이하(0% 제외)

인(P)은 강 내에 불가피하게 함유되는 불순물이므로 가능한 한 낮은 함량으로 제어하는 것이 유리하나, 강의 강도를 높이기 위해 의도적으로 첨가하기도 한다. 다만, 이러한 P의 함량이 과다할 경우 강의 인성이 악화되므로, 본 발명에서는 상기 P을 0.04% 이하로 제한한다. 보다 유리하게는 0.02% 이하, 보다 더 유리하게는 0.015% 이하일 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

황(S): 0.01% 이하(0% 제외)

황(S)은 강 내에 불가피하게 함유되는 불순물이므로 가능한 한 낮은 함량으로 제어하는 것이 유리하다. 또한, 상기 S은 그 함량이 과도할 경우 강의 연성과 충격 특성이 열위할 우려가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 S을 0.01% 이하로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 0.008% 이하, 보다 더 유리하게는 0.005% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)

질소(N)는 강 내에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 강 중 Al과 결합하여 AlN을 형성함에 의해 연주 품질을 저해할 우려가 있다.

그러므로, 상기 N은 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.007% 이하, 보다 더 유리하게는 0.005% 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.

상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 상술한 합금조성 중 C, Si 및 Al의 함량 관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

2.7 ≤ (9.1×C) + Si + Al ≤ 4.5

(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)

상기 합금조성 중 Si 및 Al은 모두 세멘타이트의 석출을 억제하고, C를 고용도가 큰 오스테나이트로 이동시킴으로써 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 이들 함량 간의 관계(관계식 1)의 값이 2.7 미만이면 높은 연신율과 높은 구멍확장성을 동시에 확보하기 어려우며, 그 값이 4.5를 초과하게 되면 강의 표면 특성 및 도금성이 열화된다.

따라서, 상기 Si, Al 및 C의 함량 관계를 나타내는 관계식 1의 값이 2.7~4.5의 범위를 만족하는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은 상술한 성분들 이외에 추가로 아래의 성분들을 더 포함할 수 있다.

본 발명의 강판은 구리(Cu): 0.1% 이하, 니켈(Ni): 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.2% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

상기 Cu, Ni, Mo 및 Cr은 강의 강도를 높이는 원소이다. 상기 원소들은 강의 강도와 경화능을 높이는 데에는 유리하나, 그 함량이 과도할 경우 목표로 하는 강도를 초과하며, 고가의 원소들로 제조비용이 크게 상승하는 문제가 있다. 한편, 상기 Cu, Ni, Mo 및 Cr은 모두 고용 강화 원소로서 작용하므로, 이의 효과를 충분히 얻기 위해서는 첨가시 각각 0.03% 이상으로 함유하는 것이 유리하다.

또한, 상기 강판은 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 함량 합 0.1% 이하로 더 포함할 수 있다.

상기 Nb, Ti 및 V은 미량의 첨가로도 강의 항복강도를 향상시킬 수는 있으나, 연성 향상에는 그 효과가 미비하므로, 첨가시 상기 Nb, Ti 및 V의 함량 합 기준 0.1% 이하로 포함할 수 있다.

나아가, 상기 강판은 보론(B)을 0.005% 이하로 더 포함할 수 있다.

상기 보론(B)은 강 내에서 결정립계에 원소 상태로 편석하여 강의 경화능을 높이는 역할을 한다. 이러한 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 결정립계에 BC 석출물을 형성하여 오히려 경화능이 나빠지는 문제가 있다.

따라서, 상기 B의 첨가시 0.005% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.003% 이하로 포함할 수 있다. 다만, 상기 B 첨가에 의한 경화능 향상 효과를 충분히 얻기 위해서 0.0008% 이상 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.0013% 이상으로 포함할 수 있다.

한편, 상기 Ti과 더불어 B을 복합 첨가하는 경우, 상기 B의 함량이 0.0008% 이상이면 상기 Ti을 0.015% 이상으로 첨가하는 것이 유리하다. 이는, 상기 B의 효과를 충분히 얻기 위한 것으로서, 상기 B이 강 중의 N와 결합하여 BN으로 소실될 경우 B의 효과를 얻을 수 없으므로, 일정량 이상으로 Ti을 첨가함에 의해 TiN의 석출을 유도하는 것이 유리하다. 다만, 이때 상기 Ti의 함량이 0.04%를 초과하게 되면 조대한 TiN의 형성으로 노즐 막힘 등의 결함이 발생하여 연속 주조성이 저하될 우려가 있다.

상술한 합금 성분계를 만족하는 본 발명의 강판은 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 상을 주상으로 포함하되, 페라이트와 잔류 오스테나이트 상, 마르텐사이트 상을 일정 분율로 포함할 수 있다.

본 발명은 강판의 구멍확장성을 우수하게 얻기 위하여 페라이트 상을 면적분율 10% 이하로 포함할 수 있다. 상기 페라이트의 분율이 10%를 초과하게 되면 구멍확장성이 열위할 우려가 있다. 이러한 페라이트 상의 최소 분율에 대해서는 특별히 한정하지는 아니하나, 강판의 연성 확보 측면을 고려하여 3% 이상으로 포함할 수 있다.

상기 잔류 오스테나이트 상은 펀칭과 같은 가공시 마르텐사이트로 변태하며, 이로 인해 구멍확장성이 열위할 우려가 있으므로, 상기 잔류 오스테나이트 상은 15% 이하로 제어할 수 있다. 다만, 연신율의 확보를 위해서는 5% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다.

상기 마르텐사이트 상은 강도 향상에 유리한 조직이지만, 그 분율이 5%를 초과하게 되면 오히려 구멍확장성이 열위할 우려가 있다. 여기서, 상기 마르텐사이트 상은 프레시 마르텐사이트(fresh martensite) 상을 의미한다.

상기 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 상을 제외한 잔부 조직으로는 템퍼드 마르텐사이트 상과 베이나이트 상을 포함하는 것이 유리하다. 본 발명은 상기 템퍼드 마르텐사이트 상과 베이나이트 상을 주 조직으로 형성함에 의해 목표 수준의 강도와 더불어 연신율의 확보를 도모할 수 있다.

본 발명에서 상기 템퍼드 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 각 분율에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 전술한 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 상이 적절한 분율로 형성된 상태에서, 그 잔부가 상기 템퍼드 마르텐사이트 상과 베이나이트 상으로 구성됨에 의해 본 발명에서 의도하는 물성을 확보하는 데에 무리가 없을 것임을 밝혀둔다.

상술한 미세조직으로 구성된 본 발명의 강판은 고강도 및 고성형성을 갖는 특징이 있으며, 구체적으로 980MPa 이상의 인장강도, 600~850MPa의 항복강도, 20% 이상의 구멍확장성(HER) 및 20% 이상의 연신율을 가질 수 있다.

한편, 본 발명의 강판은 냉연강판일 수 있으며, 상기 냉연강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 용융아연도금강판, 상기 용융아연도금강판을 합금화처리한 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.

특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 아연계 도금층은 아연을 주로 함유하는 아연도금층, 아연 이외에 알루미늄 및/또는 마그네슘을 함유하는 아연합금도금층일 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 성형성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 열처리 - 냉간압연 - 연속소둔 - 냉각]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있다.

각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.

[강 슬라브 가열]

먼저, 전술한 합금 성분계를 모두 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.

상기 가열 공정은 1150~1250℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 가열 온도가 1150℃ 미만이면 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 열간압연시 롤러에 부하되는 하중이 급격히 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 온도 상승을 위해 요구되는 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다.

따라서, 상기 가열 공정은 1150~1250℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 보다 유리하게는 1170℃ 이상, 1180℃ 이상에서 행할 수 있으며, 1230℃ 이하, 1220℃ 이하에서 행할 수 있다.

[열간압연]

상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 880~980℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.

상술한 온도범위에서 마무리 열간압연을 행함으로써 강판의 강성 및 성형성을 동시에 향상시키는 효과를 얻을 수 있다. 하지만 그 온도가 880℃ 미만이면 압연 부하가 커지고 형상 불량이 증가하여 생산성이 나빠지는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 980℃를 초과하게 되면 지나친 고온 작업에 따른 산화물 증가로 표면 품질이 열위하게 된다.

따라서, 상기 열간압연시 마무리 열간압연은 880~980℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 보다 유리하게는 890℃ 이상에서 행할 수 있으며, 950℃ 이하, 930℃ 이하의 온도범위에서 행할 수 있다.

[냉각 및 권취]

상기에 따라 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 이때 권취 온도까지 급냉한 후 행할 수 있다. 바람직하게, 20~100℃/s의 냉각속도로 200℃ 이하까지 냉각한 후 그 온도에서 권취 공정을 행할 수 있다.

즉, 본 발명은 상대적으로 낮은 온도 영역에서 권취 공정을 행함에 의해, 권취 과정에서 강 내에 마르텐사이트 상을 형성할 수 있다. 이와 같이, 권취 과정에서 형성된 마르텐사이트 상은 이후 소둔 과정에서 미세한 침상의 오스테나이트와 페라이트로 변태하여 강의 성형성 향상에 유리한 역할을 한다. 특히, 본 발명의 권취 공정을 통해 열연강판 내 마르텐사이트 상을 면적분율 95% 이상으로 확보할 수 있다.

상기 권취시 온도가 200℃를 초과하게 되면 마르텐사이트 상이 충분히 형성되지 못하게 되어, 목표로 하는 성형성 향상을 도모할 수 없게 된다. 보다 유리하게, 상기 권취 공정은 마르텐사이트 상이 유리하게 형성될 수 있도록 Ms 이하로 제한할 수 있다.

한편, 전술한 마무리 열간압연을 완료한 후 상기 권취 온도까지 냉각시 빠른 냉각속도로 행함이 유리하며, 바람직하게는 20~100℃/s의 냉각속도로 행할 수 있다.

상기 냉각시 냉각속도가 20℃/s 미만이면 열간압연 생산성이 저하되고, 실 생산시 냉각 능력이 낮은 냉각매질을 의도적으로 채택하여야 하는 단점이 있다. 반면, 냉각속도가 100℃/s를 초과하게 되면 강 내부의 온도편차가 균일하지 못하여 형상이 나빠지고, 강도가 지나치게 높아지는 문제가 있다.

[열처리]

본 발명은 상기에 따라 강 내에 마르텐사이트가 주상으로 형성되도록 권취된 열연강판을 특정 조건에서 열처리할 수 있다. 이는, 후속 냉간압연 공정을 원활히 수행하기 위한 것으로, 상기에 따라 권취된 열연강판은 강 내에 마르텐사이트가 다량 존재함에 의해 냉간압연성이 낮다. 이에, 후속 냉간압연을 위한 연화 공정으로서 하기 관계식 2로 표현되는 열처리 온도(HT)±5℃ 범위에서 열처리함이 바람직하다.

상기 열처리시 열처리 온도(HT)-5℃ 미만이면 열연조직의 연화가 불충분하여 후속 냉간압연이 어려워지며, 반면 그 온도가 열처리 온도(HT)+5℃를 초과하게 되면 마르텐사이트 조직이 완전히 파괴되어 소둔 후 목표 수준의 연성을 확보하는 데에 어려움이 있다.

한편, 상술한 온도범위 내에서 권취된 열연강판의 열처리시 열연조직이 후속 냉간압연이 가능한 수준으로 충분히 연화되도록 행할 수 있는 바, 그 시간에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 최대 5시간 동안 행할 수 있을 밝혀둔다. 나아가, 통상의 기술자라면 그 시간을 임의적으로 선택함에 각별한 어려움이 없을 것이다.

[관계식 2]

열처리 온도(HT, ℃) = (140×C) + (10×Al) + (3×Si) + 360

(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)

본 발명에서 열처리 공정은 후속 공정인 냉간압연의 수행이 가능하도록 열연 마르텐사이트 조직을 연화시키되, 마르텐사이트 주 조직이 완전히 파괴되지 않도록 제어할 필요가 있다.

열연 저온 권취를 통해 형성된 마르텐사이트 조직은 탄소(C)의 과포화 급냉 조직으로서 열처리시 C의 이동에 의해 그 조직이 분해될 수 있으며, 이러한 탄소(C)의 이동에 강 내의 Al 및 Si이 영향을 미치므로, 이들 간의 함량 관계에 기인 관계식 2(±5℃)에 따른 온도 영역으로 제한하는 것이 바람직하다.

[냉간압연]

이후, 상기에 따라 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조할 수 있으며, 이때 22% 이하의 냉간압하율(CR%)로 행할 수 있다.

통상, 냉연강판을 얻기 위한 냉간압연은 22%를 초과하는 냉간압하율을 적용하는 것이 일반적이나, 본 발명에서는 권취 과정에서 형성된 마르텐사이트 조직이 후속 소둔 과정에서 파괴되지 않고, 마르텐사이트 계면을 따라 미세한 침상의 오스테나이트, 페라이트가 형성될 수 있도록 22% 이하의 압하율로 냉간압연을 행하는 특징이 있다.

상기 냉간압하율이 22%를 초과하게 되면 재결정 구동력이 커져 열연 조직이 파괴됨에 따라, 최종적으로 조대한 오스테나이트와 페라이트가 형성되어 성형성이 열위하게 되는 문제가 있다.

본 발명에서 상기 냉간압연은 제시한 냉간압하율 내에서 행하면서, 목적하는 두께의 냉연강판을 얻을 수 있도록 임의적으로 그 하한을 설정할 수 있으며, 이는 통상의 기술자라면 각별한 어려움 없이 적용 가능함을 밝혀둔다.

[소둔]

상기에 따라 제조된 냉연강판을 소둔 처리할 수 있으며, 한 가지 예로서 연속 소둔 공정(Continuous Annealing Process)으로 수행할 수 있으나, 이에 한정하는 것은 아니며, 공지된 소둔 방법 중 어느 것이라도 무방하다.

소둔 공정은 오스테나이트 변태 온도 이상으로 강판을 승온시켜 충분한 분율로 오스테나이트 상을 형성하고, 이러한 오스테나이트로의 탄소 확산을 일으키도록 하기 위함이다.

본 발명은 상기 냉연강판의 소둔시 780~860℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 소둔 온도가 780℃ 미만이면 오스테나이트로의 충분한 변태가 이루어지지 못하여, 소둔을 완료한 후 최종적으로 마르텐사이트와 베이나이트 상을 목표 수준으로 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 온도가 860℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고 조대한 오스테나이트가 형성되어 재질이 열화될 수 있다. 또한, 최종 조직 내의 잔류 오스테나이트의 크기 또한 조대해진다.

[냉각 및 유지]

상기에 따라 연속소둔 처리된 냉연강판을 냉각할 수 있으며, 이때 베이나이트 상의 변태가 일어나는 온도범위로 냉각한 다음 유지 공정을 행할 수 있다.

바람직하게, 상기 냉각은 10℃/s 이상의 냉각속도로 200~400℃의 온도범위로 냉각한 후 300~500℃의 온도범위에서 유지할 수 있다.

상기 냉각 온도(냉각 종료 온도)가 200℃ 미만이거나 400℃를 초과하게 되면 후속하는 유지 공정이 종료되는 시점에서의 베이나이트 변태량이 감소하여 연신율과 구멍확장성 확보에 불리한 프레시 마르텐사이트 상이 과도하게 형성될 우려가 있다.

상술한 온도범위로 냉각시 냉각 과정에서 페라이트, 펄라이트 등의 생성을 최소화할 수 있는 임계냉각속도로 행하는 것이 유리하며, 본 발명에서는 10℃/s 이상으로 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/s 미만이면 목표로 하는 냉각 온도에 도달하더라도 냉각 중에 고온 상변태(예컨대, 페라이트, 펄라이트 등)가 발생하여 저온 변태 조직을 활용한 고강도 강을 제조할 수 없게 된다.

상기 연속소둔 후의 냉각 공정은 통상의 급냉 설비를 이용할 수 있으며, 특별히 한정하지는 아니하나, 한 가지 예로서 미스트(mist) 또는 수소를 이용한 급냉 설비를 이용할 수 있음을 밝혀둔다.

상술한 온도범위로 냉각된 냉연강판을 특정 온도에서 유지하여 목표 수준의 베이나이트 상 변태를 일으킬 수 있으며, 이때 상기 냉각 온도보다 다소 낮은 온도에서 유지하거나, 다소 높은 온도로 재가열한 후 유지할 수 있다.

상기 냉각된 열연강판의 유지시 베이나이트의 상 변태량이 적어 지나치게 많은 양의 마르텐사이트 상이 형성되는 경우, 연신율 및 구멍확장성을 크게 해지는 문제가 있다.

이를 고려하여, 본 발명에서는 300~500℃의 온도범위에서 유지 공정을 행할 수 있다. 그 온도가 300℃ 미만이면 상기 냉각시 냉각량이 과다하여 판내 온도 편차가 증가하게 됨에 의해 형상이 나빠질 우려가 있다. 또한 강도가 과도하게 상승하여 목표 수준의 연신율을 확보할 수 없게 된다. 한편, 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 베이나이트 상 변태가 느려져 최종적으로 마르텐사이트가 과다하게 형성됨에 따라 연신율 및 구멍확장성을 얻을 수 없게 된다.

상술한 온도범위에서 유지시 그 온도가 Mf 이상이 되면 템퍼링(tempering)이 발생하며, 이로부터 최종 조직에서 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함할 수 있다.

상기에 따라 일련의 공정을 완료하여 얻은 냉연강판은, 필요에 따라 [용융아연도금 - 합금화 열처리]의 공정을 더 행할 수 있다.

우선, 상기 냉연강판에 대해 후술하는 바와 같이 도금 처리함으로써 적어도 일면에 도금층을 가지는 도금강판을 제조할 수 있다.

[용융아연도금]

상술한 일련의 공정을 거쳐 제조된 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일 예로 450~470℃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.

[합금화 열처리]

필요에 따라, 상기 용융아연도금강판에 대해 합금화 열처리함으로써 합금화 용융아연도금강판을 얻을 수 있다.

본 발명에서는 상기 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 480~540℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 있다.

한편, 필요에 따라, 상기 합금화 열처리를 완료한 후, 강판의 형상을 교정하고 항복강도를 조정하기 위하여 조질압연 처리를 더 행할 수 있다.

상기 조질압연 처리는 합금화 열처리하여 얻은 합금화 용융아연도금강판을 상온으로 냉각한 다음, 1% 미만의 압하율로 행할 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 나타낸 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1150~1200℃의 온도범위에서 가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건에 따라 [열간압연 - 권취 - 열처리 - 냉간압연 - 소둔 - 냉각 및 유지] 공정을 거쳐 각각의 냉연강판을 제조하였다.

상기에 따라 제조된 냉연강판에 대해 미세조직, 물성 등을 측정하였으며, 그 결과는 하기 표 3에 나타내었다.

이때, 각 강판의 미세조직은 주사전자현미경(SEM)으로 조직 사진을 관찰한 다음, 포인트 카운팅(point counting) 방법으로 측정하였다. 다만, 잔류 오스테나이트 상의 분율은 XRD로 측정하였다.

각 강판의 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(El)은 압연 직각 방향으로의 인장시험을 통해 평가하였으며, 표점거리(Gauge Length)는 50mm, 인장시편의 폭은 25mm인 시험편 규격을 이용하였다.

한편, 각 강판의 구멍확장성의 평가를 위해 ISO 16330 표준에 따라 측정하였으며, 이때 홀은 직경 10mm의 펀치를 사용하여 12%의 클리어런스(Clearance)로 전단가공하여 평가하였다.

강종	합금조성 (중량$%)										관계식 1
	C	Si	Mn	P	S	Al	Mo	Ti	B	N
1	0.190	0.988	1.96	0.011	0.0022	0.039	0.102	0.027	0.0015	0.006	2.76
2	0.228	0.630	2.00	0.012	0.0022	0.40	0.11	0.024	0.0017	0.005	3.10
3	0.221	0.710	2.75	0.011	0.0020	0.70	0.20	0.021	0	0.005	3.42
4	0.151	1.250	2.40	0.011	0.0020	0.03	0.10	0.024	0	0.006	2.65

강종	압연 및 권취		열처리		냉간압연	연속소둔	냉각		유지	구분
	FDT (℃)	CT (℃)	온도 (HT,℃)	시간 (Hr)	압하율 (%)	온도 (℃)	종료온도 (℃)	속도 (℃/s)	온도 (℃)
1	940	130	393	5	10	800	300	11	390	발명예 1
1	940	160	393	5	10	810	300	5	390	비교예 1
1	940	120	393	5	48	805	300	10	390	비교예 2
1	940	600	-	-	45	820	400	10	390	비교예 3
2	920	110	398	5	11	840	350	11	350	발명예 2
2	920	100	398	5	21	840	340	11	340	발명예 3
2	920	110	430	5	20	830	310	11	300	비교예 4
2	920	50	400	5	20	850	510	11	440	비교예 5
3	940	98	400	5	15	805	350	12	450	발명예 4
4	940	600	-	-	48	810	400	8	390	비교예 6

구분	미세조직 (분율%)				기계적 물성
	F	R-A	M	잔부	YS(MPa)	TS(MPa)	El(%)	HER(%)
발명예 1	8	10	4	T-M 및 B	767	1018	23	29
비교예 1	13	2	17	T-M 및 B	510	1146	14	8
비교예 2	12	3	11	T-M 및 B	574	1178	15	11
비교예 3	45	1	12	T-M 및 B	511	950	19	10
발명예 2	7	6	3	T-M 및 B	655	1068	21	25
발명예 3	8	7	4	T-M 및 B	683	1079	21	26
비교예 4	15	2	16	T-M 및 B	561	1132	14	11
비교예 5	11	1	13	T-M 및 B	779	1162	12	28
발명예 4	7	8	3	T-M 및 B	720	1035	23	26
비교예 6	35	4	12	T-M 및 B	430	840	21	20
·F: 페라이트, R-A: 잔류 오스테나이트, M: 마르텐사이트, T-M: 템퍼드 마르텐사이트, B: 베이나이트 ·YS: 항복강도, TS: 인장강도, El: 연신율, HER: 구멍확장율

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금 성분계와 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 4는 의도하는 바 대로 미세조직이 형성됨에 의해 고강도를 가짐은 물론이고, 연성 및 구멍확장성이 우수하여 고성형성을 갖음을 알 수 있다.

반면, 소둔 후 냉각시 냉각속도가 5℃/s로 느리게 적용된 비교예 1은 최종적으로 페라이트 상이 과도하여 항복강도가 열위하고, 연성 및 구멍확장성의 확보가 곤란하였다.

비교예 2는 냉간압연시 압하율이 과도한 경우로서, 조대한 페라이트가 과도하게 형성되어 항복강도가 열위하고, 연성 및 구멍확장성을 확보할 수 없었다.

비교예 3은 통상의 권취 공정이 적용되고, 본 발명의 열처리 공정이 적용되지 않은 경우로서, 최종 조직에서 잔류 오스테나이트 상이 적절히 형성되지 못함에 의해 연성 및 구멍확장성이 열위하였다.

비교예 4는 권취 후 열처리시 열처리 온도가 본 발명에서 제안하는 수준보다 높아, 최종 조직에서 잔류 오스테나이트 상이 불충분하여 연성 및 구멍확장성이 열위하였다.

비교예 5는 소둔 후 냉각시 냉각종료온도가 과도하게 높은 경우로서, 최종적으로 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하여 연성이 열위하였다.

비교예 6은 통상의 권취 공정이 적용되고, 본 발명의 열처리 공정이 적용되지 않을 뿐만 아니라, 냉간압연시 압하율이 과도한 경우로서, 페라이트 상이 과도하게 형성되어 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었다.

도 1은 냉간압하율에 따른 연신율의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 냉간압하율이 22% 이하로 적용되는 경우에 20% 이상의 연신율의 확보가 가능함을 확인할 수 있다.

Claims (7)

1. 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 실리콘(Si): 0.3~2.3%, 망간(Mn): 1.9~3.0%, 알루미늄(Al): 0.01~2.0%, 인(P): 0.04% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
   상기 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
   상기 가열된 강 슬라브를 880~980℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
   상기 마무리 열간압연 후 200℃ 이하로 급냉한 다음, 권취하는 단계;
   상기 권취된 열연강판을 하기 관계식 2로 표현되는 열처리 온도(HT)±5℃ 범위에서 열처리하는 단계;
   상기 열처리된 열연강판을 22% 이하(0% 제외)의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
   상기 냉연강판을 780~860℃의 온도범위에서 연속소둔 처리하는 단계; 및
   상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 10℃/s 이상의 냉각속도로 200~400℃의 온도범위로 냉각한 후, 300~500℃의 온도범위에서 유지하는 단계를 포함하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
   
   [관계식 1]
   2.7 ≤ (9.1×C) + Si + Al ≤ 4.5
   (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
   
   [관계식 2]
   열처리 온도(HT, ℃) = (140×C) + (10×Al) + (3×Si) + 360
   (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
   
2. 제 1항에 있어서,
   상기 마무리 열간압연 후 급냉은 20~100℃/s의 냉각속도로 행하는 것인 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
   
3. 제 1항에 있어서,
   상기 냉각 및 유지된 냉연강판을 아연계 도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
   
4. 제 3항에 있어서,
   상기 용융아연도금 후 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
   
5. 제 1항에 있어서,
   상기 강 슬라브는 중량%로 구리(Cu): 0.1% 이하, 니켈(Ni): 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 및 크롬(Cr): 0.2% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
   
6. 제 1항에 있어서,
   상기 강 슬라브는 중량%로 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 함량 합 0.1% 이하로 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
   
7. 제 1항에 있어서,
   상기 강 슬라브는 중량%로 보론(B): 0.005% 이하를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.