KR20090120759A

KR20090120759A - 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20090120759A
Application number: KR1020080046718A
Authority: KR
Inventors: 진영훈; 진광근; 이승복; 곽재현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2008-05-20
Filing date: 2008-05-20
Publication date: 2009-11-25
Also published as: US9109273B2; WO2009142362A1; KR101027250B1; JP2011523442A; US20110083774A1; JP5470375B2

Abstract

본 발명은 980MPa 이상의 인장강도와 28% 이상의 연신율을 가지고 내지연파괴 특성이 우수하여, 자동차용 보강재 및 충격흡수재 등의 굽힘 가공 특성뿐만 아니라, 일반적인 수준의 드로잉 가공 특성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 포함하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

또한 상기 냉연강판에 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 포함하는 용융아연도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

변형소성유기(TRANSFORMATION INDUCED PLASTICITY), 잔류 오스테나이트(RETAINED AUSTENITE), 마르텐사이트(MARTENSITE), 내지연파괴(DELAYED FRACTURE RESISTANCE),

Description

고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연 도금강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND HOT DIP GALVANIZED STEEL SHEET HAVING HIGH DUCTILITY AND EXCELLENT DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차의 구성품 중 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판에 있어서, 기존의 개발 강종 대비 성분 변경과 열처리 방법을 개선함으로써 연성과 내지연파괴 특성이 우수한 고연성 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 강판은 자동창 성형폼의 복잡화, 일체화 경향으로 더욱 높은 수준의 성형성을 갖는 강판이 요구되고 있을 뿐만 아니라, 특히 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재는 차체가 충돌시 승객의 안전과 밀접한 관계가 되는 부품으로 인장강도 780MPa, 연신율 30% 이상의 초고강도 성형성이 우수한 강판이 주로 사용되고 있으며, 높은 인장강도와 연신율을 요구된다. 최근에는 자동차 배가가스에 의한 환경오염문제가 대두되면서 연비를 향상시키기 위한 기술개발의 방향으로 초고강도강을 사용하여 자동차 경량화를 이루기 위한 연구가 증가되고 있다. 그러나 고 강도, 고연신율화가 되면서 잔류오스테나이트 분율이 높아짐으로써 상대적으로 내지연파괴현상이 증가하게 되는 단점이 있다.

따라서 본 발명에서는 인장강도 980MPa, 연신율 28% 이상을 갖는 고강도, 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 자동차용 판재의 제조에 목적이 있다. 강도와 연신율을 동시에 향상시킬 수 있는 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판은 잔류 오스테나이트가 가공에 의하여 마르텐사이트로 변태되면서 연성을 증가시키기 때문에 균일 연성이 매우 우수할 뿐만 아니라, 드로잉과 같은 국부압축압력을 받는 경우 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 네킹저항성이 급속히 증가하게 된다. 이 때문에 냉연강판과 같이 (222)집합조직이 발달하지 않아도 드로잉 가공이 가능한 특징이 있다. 따라서 연성이 우수한 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판을 드로잉용 가공품에 적용할 수 있으면 그 활용분야는 상당히 넓어질 것이다.

종래 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판의 제조방법은 다음과 같은 두가지 방법이 있다.

첫번째는 저탄소강에 Si, Mn 을 다량 첨가하여 소 둔시 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 베이나이트 온도로 일정하게 유지함으로써 강도와 연성을 동시에 증가시키는 오스탬퍼링 방법이 있다. 이렇게 생성된 잔류 오스테나이트를 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하도록 해서 강도 증가와 함께 소성유기변태에 의해 응력집중을 완화시킴으로써 연성을 증가시키는데 이를 변태유기소성강(TRIP:transformation Induced Plasticity)이라고 부르며, 높은 강도와 연성을 갖는 고강도강으로 사용되고 있다. 본 발명에서 제안한 첫번째 제조방법은 발명조성을 이용하여 상기의 연속소둔법을 사용하여 강판을 제조하는 것이다.

두번째는 Mn 저탄소강을 열간압연 후 특정온도에서 재소둔하여 마르텐사이트를 오스테나이트로 역변태시키는 역변태법이라는 방법이 있다. 이 방법은 오스테나이트 안정화 원소인 Mn을 다량 첨가한 강을 이용해서 열연 후 얻어진 마르텐사이트와 베이나이트 혼합조직을 냉연 후 상소둔하여 전조직의 레스(lath)경계에 오스테나이트를 형성시킨 다음 냉각 후 상온에 잔류시키는 방법이다.

그러나 현재까지 알려진 바에 의하면 상기의 방법에 의해 제조된 잔류 오스테나이트를 다량 함유한 강판은 드로잉 후 일정 시간이 경과함에 따라 균열이 발생하는 소위 지연파괴가 발생하는 문제가 있다(CAMP-ISIJ Vol.5(1992), 1841). 지연파괴는 주로 1.2GPa급 고장력 볼트와 같은 초고강도강이나 오스테나이트계 스테인레스강에서 자주 발생하는 것으로 잔류응력이 높은 상태에서 수소가 분자형태나 원자형태로 확산 침투하여 균열로 발전한다(Material Science and Technology Vol.20(2004), 940).

한편 잔류 오스테나이트를 다량 함유한 강판의 경우 잔류 오스테나이트를 드로잉 가공에 의해 마르텐사이트로 변태되면서 유발된 체적팽창에 의해 계면에서의 내부응력과 수소의 침입에 의한 농도증가에 의해 지연파괴가 발생한다(Material Science and Egineering A 438-440(2006), 262-266). 특히 마르텐사이트 조직에서 는 수소의 확산속도가 매우 빠르고 용해도가 적기 때문에 침입한 수소는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 경계에 용이하게 응집되어 지연파괴가 발생한다.

일본 공개특허 JP1993-070886호에서는 C:0.05~0.3%, Si:2.0%이하, Mn:0.5~4.0%, P:0.1%이하, S:0.1%이하, Ni:5.0%이하, Al:0.1~2.0%, N:0.01%이하에서, 또한 Si(%)+Al(%)≥0.5, Mn(%)+1/3Ni(%)≥1.0의 성분계를 만족하고, 5%이상의 잔류 오스테나이트를 포함한 조직을 갖고 이루어지는 구성이라고 한다. 또한 상기 조성의 슬래브를 열간압연 후 300~720℃로 권취하고, 압하율:30~80%로 냉간 압연하고, 그 후의 연속 소둔 공정에 있어Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하의 온도 영역에서 가열하고, 또한 냉각의 도중에 550~350℃의 온도 영역에 30초 이상 유지하든지 400℃/min 이하의 냉각속도로 서냉한 것에 의하고 상기 강판을 얻는다. 이 기술은 발명의 첫번째 제조방법인 연속소둔열처리 방법의 부류에는 속하나 조성 측면에서 Mn, Ti, B, Sb 등의 첨가원소에서 다른 기술이며 본 발명에서 얻은 기계적 특성에 크게 미달되는 측면에서 차이가 있다.

일본 공개특허 JP2003-138345에서는 C:0.06~0.2%, Si:2.0%이하, Mn:3.0~7.0% 및 잔부 Fe를 성분으로 하여, 잔류 오스테나이트가 체적율로 10%이상, 20%미만이고, 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트가 면적률로 30%이상으로 간다. 상기 성분의 강괴는 열간 압연 후 또는 압하율 20% 이하의 냉간 압연 후, 700~(A1점-50)℃로 20초 이상 지지한 템퍼링 열처리를 통해서 제조해서 인장강도는 800MPa에 약 30% 연신율을 가지는 것이다. 이 공지기술은 본 발명가 비교할 때 Al의 미첨가로 인한 내지연특성문제를 가지고 있으며 열간 마무리 압연온도와 냉간 압하율 및 소둔열처리 유지시간에서 본 발명의 제조방법과 차이가 있으며 요구하는 기게적 특성에 미치지 못한다.

또한 일본 특개평 7-188834호에는 Mn:2~6%를 함유하고, 잔류 오스테나이트를 20% 이상 가지는 고강도 강판이 개시되어 있다. 이 강판은 C:0.1~0.4%, Si:0.5%이하, Mn:2~6%, Al:0.005~0.1%의 성분게를 가지는 열연강판 또는 냉연강판을 800~950℃로 열처리 한 뒤, 공기냉각 또는 그 이상의 냉각속도로 냉각하고, 뒤이어 소둔온도 650~750℃로 1분이상 실시를 2회 행한 것 또는 열연 후 200~500℃로 권취하고 열연 또는 냉연판에 대해 소둔온도 650~750℃로 1분이상 실시를 2회 행한 것에 의해 오스테나이트 중에의 합금원소의 농축을 촉진하고 20% 이상의 잔류 오스테나이트를 생성한 것이다. 이 기술은 20% 이상의 잔류 오스테나이트를 함유함으로써 드로잉 시 마르텐사이트로의 변태로 인한 지연파괴 현상이 발생하며, 조성 중 내지연파괴 특성을 강화하기 위한 Al의 첨가가 없다는 것이 본 발명과의 차이점이다. 그리고 소둔 열처리 공정에서도 이 기술은 2회 소둔을 행하였지만 1회 소둔 열처리 공정을 가지는 본 발명과는 공정구성에 있어서 큰 차이가 있다.

상기의 타 기술들은 주로 강도와 연성을 동시에 증가하기 위해 잔류 오스테나이트 함량을 증가시키는 것에 주안점을 두고 개발되었으나, 잔류 오스테나이트 함량이 증가함에 따라 지연파괴의 발생가능성이 높아지는데 대해서는 대처방법이 없었다. 그러므로 강도와 연성을 동시에 증가시키기 위해 잔류 오스테나이트 함량을 증가시킴과 동시에 지연파괴에 대한 저항성(내지연파괴 특성)을 높이기 위한 합금조성 및 제조기술이 필요하다.

본 발명은 고강도 고연성을 동시에 가지는 강판의 종래 기술의 문제점을 극복하기 위한 것으로, 보다 상세하게는 잔류 오스테나이트 함량을 증가시킬 수 있는 최적의 성분에 잔류 오스테나이트의 안정성과 지연파괴의 저항성을 높이기 위한 Al을 적정량 첨가하여 내지연파괴 특성을 개선하는 동시에 980MPa 이상의 인장강도와 28% 이상의 연신율을 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명의 또 다른 목적은 상기 980MPa이상의 인장강도와 28% 이상의 연신율을 갖고 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조하는 방법을 제공하고자 함이다.

본 발명은 중량%로 C: 0.05~0.25%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 포함하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 고강도 냉연강판 및 융용아연도금강판을 제공하기 위한 것이다.

또한, 본 발명의 목적은 상기의 조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

550~650℃의 온도에서 권취하는 단계;

염산으로 산세 후 냉간압하율이 30~60%의 범위로 냉간압연하는 단계; 및

670~780℃의 온도범위에서 60초 이상 유지하여 연속소둔하는 단계;

를 포함하는 고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 상기의 조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

550~650℃의 온도에서 권취하는 단계;

염산으로 산세 후 냉간압하율이 30~60%의 범위로 냉간압연하는 단계;

620~720℃의 온도범위에서 1~24시간 상소둔 역변태 처리하는 단계; 및

10~200℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;

를 포함하는 고강동 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

본 발명에서와 같은 성분구성과 제조조건을 가지고 980MPa이상의 인장강도와 28%이상의 연신율을 가지면서, 특히 Al성분을 첨가하여 내지연파괴 특성을 개선한 강을 제조함으로써, 이러한 강판은 자동차용 보강재 및 충격흡수재 등의 굽힘 가공용도 뿐만 아니라, 일반적이 수준의 드로잉 가공이 가능하기 때문에 500MPa급 수준의 강판이 사용되는 일부 부품에 대체 사용될 경우 자동차 차체의 안정성 및 경량 화 효과를 기대할 수 있다.

본 발명은 중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 만족하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 강도와 연신율 및 내지연파괴 특성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명의 성분계에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%).

탄소(C)의 함량은 0.05~0.3%로 한다. C는 철강에서 가장 중요한 성분으로 강도 및 연성 등 모든 물리적, 화학적 특성에 밀접한 관계를 갖는다. 본 강판에서는 열연 후 레쓰(lath)조직을 가지는 마르텐사이트나 베이나이트 형성과 역변태 상소둔시 형성되는 오스테나이트양 및 안정화에 영향을 미치는데 탄소의 양이 0.05% 미만이면 레쓰조직의 형성이 불안정하고 소둔 후 오스테나이트의 안정성도 감소하게 되어 연성과 강도가 저하되고 탄소양이 0.3% 초과하면 냉간압연 하중이 증가하고 용접성이 저하되며, 가공성이 저하되는 단점이 있으므로 C의 범위를 0.05~0.3%로 제한하였다.

규소(Si)의 함량은 0.3~1.6%로 한다. 탄화물 형성을 억제하여 변태유기소성(TRIP)을 유도하는데 필수적인 고용 탄소량을 확보하는 역활을 한다. 또한 Si는 제강시 개재물의 부상분리를 원활하게 하고 용접시 용접금속의 유동성 증가를 위하여 첨가하였다. Si의 양이 0.3% 미만에서는 제강시 개재물 및 MnS 형성에 영향을 미칠 수 없고, 1.6%를 초과하게 되면 열연 스케일을 유발시키며, 도금성이 나빠지고 용접성도 열화되는 특성이 있으므로 0.3~1.6%로 제한하였다.

망간(Mn)의 함량은 4.0~7.0%로 한다. 본 발명에서 Mn은 열연 권취 이후 냉각조건에서도 레쓰조직을 얻기 위하여 소입성을 증가시키는 효과와 역변태 상소둔시 레쓰조직에서 오스테나이트가 형성되는 온도범위를 확장하기 위하여 첨가하였다. 마르텐사이트를 얻기 위한 냉각속도는 망간 당량(= Mn% + 0.45*Si% + 2.67*Mo%)에 의하여 log(임계 냉각속도, 단위 ℃/s)=3.95-1.73*Mn 당량의 관계식이 주어진다. 본 발명에서는 권취 후 냉각속도가 0.005℃/s 이상이므로 최소한 Mn 당량으로 3.6%가 최소한 필요하다. 또한 Mn은 경화능을 크게하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 생성을 용이하게 하며 강도를 증가시키고, 오스테나이트를 안정화 시키는 성분이므로 소둔시 형성된 오스테나이트를 쉽게 잔류시키는데 매우 효과적인 원소이다. 그러나 Mn이 7% 초과하면 용접성이 저하되고 제강시 슬래그의 조성이 변화하여 내화물 침식이 증가하고 열간압연 전에 가열단계에서 강괴의 표면층 부근에서 입계에 망간산화물을 형성하여 열간압연 후 표면결함을 유발한다. 그리고 열간 압연시 판재의 중앙에 편석대를 형성하며 개재물 형성으로 수소취성을 야기시킨다. 따라서 적정 범위를 4.0~7.0%로 제한하였다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.5~2.0%로 한다. 본 발명에서 Al의 첨가는 Si 성분과 유사하게 지연파괴를 방지하고 오스테나이트내 고용 탄소량을 높이기 위한 것이다. 지연파괴의 주원인은 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변태시 계면에서 생기는 내부변형에 의한 잔류응력과 전위밀도의 증가로 인한 수소의 흡착이 일어나기 때문이다. 특히 고망간 첨가의 경우 내부의 적층결함에너지(stacking fault energy)가 매우 낮아지므로 엉클어진 전위들의 이동이 용이하지 않아서 전위의 핵(core) 부위에 수소가 흡착시 수소가 빠져나가기 힘들게 되므로 경계면에서 수소의 농도가 높아지게 된다. Al은 적층결함에너지를 높여주는 원소 중 가장 효과가 좋은 성분으로 내부의 적층결함에너지를 높여서 상대적으로 전위의 움직임을 용이하게 하여 그에 따라 수소가 탈착되기가 용이해서 경계면에서 수소의 농도가 저하되게 된다. Al의 함량이 0.5% 미만에서는 상기 효과를 기대하기 어렵고, 2.0% 초과하게 되면 수소의 탈착은 용이하지만 오스테나이트의 분율이 저하되면서 연성이 상대적으로 저하가 되며 도금 후 표면특성이 나빠지게 된다.

니켈(Ni)의 함량은 0.02~0.1%로 한다. Ni는 Mn과 유사한 거동을 하며 오스테나이트 안정화 성분이다. 잔류 오스테나이트의 안정성을 높이며 분율을 증가시킨다. 그러나 0.1% 초과하게 되면 강의 연성이 급격히 떨어지므로 본 발명에서는 0.02~0.1%로 제한한다.

크롬(Cr)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 본 발명에서 Cr의 첨가는 소입성 및 강도상승을 목적으로 한다. 0.1% 초과해서는 담금질 향상의 효과를 더 이상 기대할 수 없으므로 본 발명에서는 0.01~0.1%로 제한한다.

티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.03%로 한다. Ti는 Al 및 B 가 본연의 작용을 할 수 있게 두 원소를 고갈시키는 반응(AlN, BN 형성반응)에 필요한 N을 TiN으로 면저 형성시켜 고갈시키는 성분으로, 0.005% 미만에서는 그러한 역활을 하기 힘들며, 0.03%초과에서는 그 효과를 더 이상 기대하기 어렵기 때문에 0.005~0.03%로 제한한다.

보론(B)의 함량은 5~30ppm으로 한다. B는 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시키는 성분으로 5ppm 이상을 첨가하면 고온에서 오스테나이트 입계에 편석되어 페라이트 형성을 억제하여 경화능 향상에 기여를 하지만 30ppm 초과해서 첨가하면 재결정 온도를 상승시켜서 용접성을 열화시킨다.

안티몬(Sb)의 함량은 0.01~0.03%로 한다. Sb는 적절한 양인 0.01~0.03%를 첨가하면 표면특성을 개선시키나, 0.03%를 초과하여 첨가하면 표면에 농화가 발생하여 표면특성이 오히려 나빠지게 된다. 따라서 본 발명에서는 0.01~0.03%로 한정한다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은 상기의 조성을 만족하는 강슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 행한다. 이는 본 발명의 조성범위를 만족하는 강 슬라브의 가열로 온도의 범위에 해당한다.

상기 열간 마무리 압연 후 550~650℃의 온도에서 권취한다. 550℃ 미만의 권취온도에서는 판형상이 나빠지고 열연판의 강도가 증가되어 냉연시 작업서이 저하되고, 650℃ 초과의 권취온도에서는 밴드상의 베이나이트 조직이 조대하게 형성되어 소둔조직을 불균일하게 함으로써 가공성을 저하시키기 때문에 권취온도는 550~650℃로 제한하였다.

상기 권취한 다음 염산으로 산세 후 냉간압하율이 30~60%의 범위로 냉간압연한다. 30% 미만에서는 냉간압연에 의한 두께 감소효과가 작고, 60% 초과에서는 압연부하가 증가하여 압연이 어렵기 때문에 냉간압하율을 30~60%로 제한하였다.

상기 냉간압연 이후에 본 발명은 2가지 제조방법이 적용될 수 있다. 이하, 상세히 설명한다.

첫번째 제조방법은 연속소둔 공정에 적용하는 것을 목표로 한다.

상기 냉간압연 후 670~750℃의 온도범위에서 60초 이상 유지하여 연속소둔한다. 연속소둔에 적용할 수 있는 시간은 바람직하게는 1~3분 정도로서 상소둔 대비 빠른 C, Mn의 분배반응이 필요하기 때문에 C, Mn의 확산속도가 빠른 670~750℃ 온도역을 소둔온도로 설정한다. 소둔 중에는 레쓰조직에서 오스테나이트가 형성되어야 하는 온도이므로, 670℃ 미만에서는 강도 및 연성 증대를 위한 오스테나이트의 안정화에 필요한 탄소량의 확보가 어렵고, 750℃ 초과에서는 Si, Al성분원소의 확산이 촉진되기 때문에 탄화물 석출을 억제하지 못하여 오스테나이트 안정성 확보가 어렵다. 따라서 소둔온도를 670~750℃로 한정하였으며 소둔시간은 소둔온도에서 평형상태를 얻기 위해 필요한 시간으로 60초 이상 유지하면 그 온도범위에서 오스테나이트가 평형상태에 충분히 도달할 수 있다.

상기 연속소둔한 후 통상의 방법으로 냉각한다. 바람직하게는 5~50℃/s의 속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

두번째 제조방법은 상소둔 역변태에 의한 제조방법을 다음과 같다.

상기 냉간압연 후 620~720℃의 온도범위에서 1~24시간 소둔한다.

일반적으로 상소둔 역변태의 경우는 소둔온도에서 1시간 정도 유지되는 것으로 가정되며 연속소둔의 수십배의 시간이 필요하다. 따라서 소둔온도는 상기의 연속소둔 열처리 범위와 약간 다르다. 상소둔 역변태의 경우는 연속소둔보다 상대적으로 저온에서 장시간 유지함으로써 잔류 오스테나이트를 확보한다. 본 제조방법의 경우 620℃ 미만에서는 탄소분배반응에 필요한 시간확보가 상소둔에서도 상업적으로 불가능하다. 그리고 720℃이상에서는 성분원소들의 긴 확산시간으로 인하여 잔류 오스테나이트의 분해반응(탄화물 형성반응)으로 오스테나이트의 안정성이 저하 되므로 고연성을 얻지 못한다. 따라서 소둔온도를 620~720℃로 한정하였다.

상소둔 시간은 연속소둔보다는 장시간을 요하며 소둔온도에서 평형상태를 얻기 위해 필요한 시간으로 1시간 이하에서는 오스테나이트의 핵생성 및 성장이 불완정하여 다량의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 없고, 24시간은 오스테나이트가 평형상태에 충분히 도달할 수 있기 때문에 그 이상 소둔하는 것은 경제적으로 비효율적이기 때문에 한정하였다.

상기 상소둔하고 10~200℃/s의 냉각속도로 냉각한다. 냉간 압연량이 증가하면, 압연에 의하여 도입된 전위가 과다하게 되어, 재결정 거동에 의하여 냉연 전의 레쓰조직이 파괴되고 그 결과 오스테나이트의 형태가 짧은 막대형상의 미세한 조직으로 변화하게 된다. 이러한 조직은 연신율을 저하시키므로 상소둔 후 냉각을 일정속도 이상으로 하여 재결정 조직의 형성을 억제하여야 한다. 그러므로 강도와 연성을 동시에 확보하기 위해서는 가속냉각 처리로 레쓰조직을 유지하는 것이 필요하다. 냉각속도가 분당 10℃/s 미만에서는 가공성이 저하되고 200℃/s 초과에서는 판형상 및 불균일한 냉각속도에 의한 판형상 불량으로 다량의 냉각공기에 의한 표면산화가 일어나기 때문에 10~200℃/s로 제한하였다.

상기의 두가지 방법에 의하여 제조된 냉연강판에 용융아연도금 또는 합금화 아연도금을 한다.

용융아연도금은 통상의 방법에 의하며, 450~500℃의 온도범위를 갖는 도금욕 에서 행하는 것이 바람직하다. 용융아연도금의 밀착성을 극대화 하기 위해서는 450℃이상이 바람직하고, 500℃ 초과하는 경우 강판의 합금화가 이루어질 염려가 있어 500℃이하로 제한하였다.

용융아연도금을 하고 필요에 따라 합금화 용융아연도금한다. 합금화 용융아연도금은 통상의 방법에 의하며, 합금화는 500~600℃의 온도범위에서 하는 것이 바람직하다. 500℃ 미만에서는 합금화 반응이 제대로 이루어지지 않으며, 600℃를 초과하는 경우에는 소재표면에 도금되어 있는 합금화 용융아연도금층이 증발할 염려가 있기 때문에 600℃이하로 하는 것이 바람직하다.

상기의 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금한 용융아연도금강판은 10㎛이내의 용융아연도금층을 갖는다.

이하, 본 발명의 조직에 대하여 설명한다.

본 발명의 두가지 제조방법에 의하여 제조된 냉연강판은 거의 동일한 조직을 갖는다. 본 발명에서의 냉연강판의 기지조직은 어닐드마르텐사이트로써 분율은 40~50 % 이고, 잔류 오스테나이트가 20~40 % 이며, 나머지 페라이트로 이루어진다. 특히, 본 발명에서 높은 인장강도와 연신율을 갖게 하기 위해서 잔류 오스테나이트의 범위을 20~40%로 한정하였다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표 1에 나타난 성분범위를 갖는 강종을 제조하였다. A~H까지 8강종은 본발명의 조성범위에 속하는 강종이고, I~K까지의 3강종은 본 발명의 범위를 벗어난 강이다.

강종	C	Si	Mn	S	Cr	Ni	Al	Ti	B(ppm)	Sb
A	0.025	0.98	6.69	0.001	0.019	0.054	1.56	0.015	10	0.02
B	0.053	1.00	6.75	0.001	0.020	0.053	1.53	0.018	15	0.02
C	0.109	0.96	6.71	0.001	0.019	0.053	1.57	0.020	10	0.018
D	0.151	0.94	6.74	0.001	0.019	0.053	1.57	0.014	14	0.021
E	0.021	0.45	6.44	0.002	0.018	0.050	1.48	0.018	20	0.022
F	0.045	0.45	6.43	0.002	0.019	0.049	1.48	0.020	18	0.02
G	0.098	0.49	6.57	0.002	0.018	0.051	1.52	0.016	16	0.02
H	0.144	0.50	6.56	0.002	0.019	0.050	1.49	0.015	15	0.016
I	0.025	0.95	6.23	0.001	0.018	0.051	0.04	0.015	17	0.02
J	0.102	0.98	6.54	0.001	0.018	0.053	0.04	0.014	18	0.021
K	0.149	0.56	6.12	0.002	0.019	0.049	0.06	0.106	20	0.02

상기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 행한 후 550~650℃의 온도에서 권취하고, 산세 후 냉간압하율이 30~60%의 범위로 냉간압연하였다.

상기 방법으로 제조된 냉연강판을 표2의 권취온도, 소둔온도 및 소둔시간의 조건으로 연속소둔하였다.

구분	강종	권취온도(℃)	소둔온도(℃)	소둔시간(sec)
1-1	A	600	670	30
1-2		600	670	63
1-3		600	670	180
1-4		600	670	1200
1-5		610	770	60
2-1	B	630	720	30
2-2		630	720	60
2-3		630	720	180
2-4		630	720	1200
2-5		628	640	60
3-1	C	578	740	30
3-2		578	740	60
3-3		578	740	180
3-4		578	740	1200
3-5		590	600	60
4-1	D	580	680	60
4-2	D	583	610	60
5-1	E	620	690	60
5-2	E	610	780	60
6-1	F	600	700	60
6-2	F	624	760	60
7-1	G	634	680	60
7-2	G	627	600	60
8-1	H	583	670	60
8-2	H	692	600	60
9-1	I	610	700	60
9-2	I	602	780	60
10-1	J	605	680	60
10-2	J	595	600	60
11-1	k	630	710	60
11-2	k	638	630	60

상기 표 2의 조건으로 제조된 냉연강판에 대하여 인장강도, 연신율 및 지연파괴 균열길이를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 표3에서 지연파괴 균열길이의 평가는 95mm 직경의 원판을 가공하여 45mm 직경의 머리부분이 평평한 펀치로 컵모양으로 드로잉한 다음 에틸알콜에 3일간과 7일간 침적하여 균열의 평균길이를 조사하였다.

표 3에서 발명재는 발명강의 조성을 본 발명의 제조방법으로 제조하였으며, 비교재는 발명재의 성분에서 Al성분이 미첨가된 조성과 동일 조성을 가진 강을 열연 후 서로 다른 소둔온도에서 처리를 하였다.

구분	강종	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	총연신율 (%)	지연파괴균열길이(mm)		비고
구분	강종	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	총연신율 (%)	3일	7일	비고
1-1	A	830	920	21.3	0	0	비교재1
1-2		836	1082	29.6	0	0	발명재1
1-3		831	1080	29.1	0	0	발명재2
1-4		843	1092	30.2	0	1	발명재3
1-5		989	1280	16.3	0	2	비교재2
2-1	B	842	940	20.2	0	0	비교재3
2-2		841	1087	30.8	0	0	발명재4
2-3		852	1190	29.9	0	0	발명재5
2-4		849	1098	30.2	0	2	발명재6
2-5		819	992	15.1	0	1	비교재4
3-1	C	851	966	22.4	0	0	비교재5
3-2		867	1196	30.6	0	2	발명재7
3-3		878	1112	30.1	0	0	발명재8
3-4		879	1098	29.8	0	0	발명재9
3-5		810	922	17.9	0	2	비교재6
4-1	D	882	1109	30.7	0	2	발명재10
4-2	D	824	1056	20.4	0	0	비교재7
5-1	E	828	1089	29.7	0	0	발명재11
5-2	E	938	1162	16.9	0	0	비교재8
6-1	F	839	1097	30.6	0	2	발명재12
6-2	F	953	1124	15.7	0	1	비교재9
7-1	G	842	1053	28.9	0	3	발명재13
7-2	G	792	929	17.5	0	3	비교재10
8-1	H	898	1032	30.2	0	0	발명재14
8-2	H	804	952	18.9	0	0	비교재11
9-1	I	922	1199	28.9	20	21	비교재12
9-2	I	983	1223	14.4	19	19	비교재12
10-1	J	889	1103	30.9	23	25	비교재14
10-2	J	852	972	19.8	14	16	비교재15
11-1	K	897	1174	29.2	21	21	비교재16
11-2	K	912	1053	22.9	18	19	비교재17

또한 상기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 행한 후 550~650℃의 온도에서 권취하고, 산세 후 냉간압하율이 30~60%의 범위로 냉간압연하였다.

상기 방법으로 제조된 냉연강판을 표 4의 권취온도, 소둔온도, 소둔시간 및 냉각속도로 상소둔 역변태하였다.

구분	강종	권취온도(℃)	소둔온도(℃)	소둔시간(hr)	냉각속도(℃/min)
1-1	A	600	650	0.5	50
1-2		600	650	1	50
1-3		600	650	5	50
1-4		600	650	12	50
1-5		610	750	1	50
2-1	B	630	670	0.5	50
2-2		630	670	1	50
2-3		630	670	5	50
2-4		630	670	12	50
2-5		628	600	1	50
3-1	C	578	680	0.5	50
3-2		578	680	1	50
3-3		578	680	5	50
3-4		578	680	12	50
3-5		590	740	1	50
4-1	D	580	660	5	50
4-2	D	583	610	5	50
5-1	E	620	690	5	50
5-2	E	610	750	5	50
6-1	F	600	700	5	50
6-2	F	624	760	5	50
7-1	G	634	640	5	노냉
7-2	G	627	600	5	노냉
8-1	H	583	630	5	노냉
8-2	H	692	600	5	노냉
9-1	I	610	650	5	50
9-2	I	602	750	5	50
10-1	J	605	630	5	50
10-2	J	595	600	5	50
11-1	K	630	700	5	노냉
11-2	K	628	640	5	노냉

표 5는 본 발명재와 비교재의 상소둔 역변태 소둔열처리 후 인장강도, 연신율 및 지연파괴길이를 조사하여 나타내었다. 지연파괴길이의 특성평가는 상기와 동일하게 조사하였다.

구분	강종	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	총연신율 (%)	지연파괴균열길이(mm)		비고
구분	강종	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	총연신율 (%)	3일	7일	비고
1-1	A	830	920	25.3	0	1	비교재1
1-2		736	982	35.2	0	0	발명재1
1-3		731	980	37.1	0	1	발명재2
1-4		743	992	36.2	0	0	발명재3
1-5		789	880	24.3	0	0	비교재2
2-1	B	842	940	24.2	0	0	비교재3
2-2		741	987	36.8	0	0	발명재4
2-3		752	990	35.9	0	0	발명재5
2-4		749	1001	35.3	0	1	발명재6
2-5		798	852	25.1	0	2	비교재4
3-1	C	851	966	22.4	0	0	비교재5
3-2		767	996	37.6	0	1	발명재7
3-3		781	1012	36.1	0	0	발명재8
3-4		779	998	36.4	0	1	발명재9
3-5		780	882	24.9	0	0	비교재6
4-1	D	782	1009	39.9	0	2	발명재10
4-2	D	764	956	29.4	0	0	비교재7
5-1	E	728	989	34.5	0	0	발명재11
5-2	E	778	962	26.9	0	0	비교재8
6-1	F	739	991	35.6	0	1	발명재12
6-2	F	753	953	27.8	0	1	비교재9
7-1	G	842	943	26.4	0	0	비교재10
7-2	G	792	919	28.5	0	0	비교재11
8-1	H	798	932	25.7	0	0	비교재12
8-2	H	834	952	27.9	0	2	비교재13
9-1	I	752	999	27.3	22	24	비교재14
9-2	I	783	923	26.4	18	19	비교재15
10-1	J	789	1003	36.9	21	23	비교재16
10-2	J	852	972	27.8	15	18	비교재17
11-1	K	797	934	25.8	24	27	비교재18
11-2	K	812	951	24.9	16	17	비교재19

본 발명의 두가지 제조방법에 의해 제조된 발명재의 경우 모두 동일 성분계에서 소둔온도를 발명범위 내에서 처리하였을 때 비교재 대비 연신율은 약 8~10% 증가하는 우수한 특성을 보였다. 그리고 특히 본 발명재는 Al성분이 미첨가된 비교재와 동일 제조방법으로 처리하더라도 인장강도, 연신율은 유사한 특성을 가졌지만, 지연파괴 균열길이가 상당히 차이가 나는 것을 알 수 있었다. 발명재의 경우 지연파괴 균열길이가 3일, 7일 후에도 거의 0mm(내지연파괴특성 양호)였지만, 비교재의 경우 15~20mm여서 본 발명재의 조성 중 Al첨가는 내지연파괴 특성을 개선시킴을 알 수 있다.

그러므로, 본 발명재는 발명조성으로 2가지 제조방법으로 발명을 하였는데 발명재는 모두 980MPa 이상의 인장강도, 28% 이상의 연신율 및 우수한 내지연파괴 특성을 가지므로 기존의 고강도 강판에 비하여 연성이 매우 우수하고 동시에 작업성이 현저히 개선되는 효과가 있다. 특히 높은 잔류 오스테나이트 분율을 가지는 고강도 강판의 단점인 지연파괴 형상을 개선함으로써 드로잉용으로도 사용을 할 수 있는 장점이 있다.

Claims

중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 포함하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판.
제 1 항에 있어서, 상기 냉연강판의 미세조직의 분율은 기지조직인 어닐드마르텐사이트가 40~50% 및 잔류 오스테나이트가 20~40%로 이루어지고, 나머지는 페라이트로 이루어지는 것을 특징으로 고강도 냉연강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 냉연강판은 980MPa 이상의 인장강도와 28%이상의 연신율을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판.
중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 포함하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되고, 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 용융아연도금강판.
중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 만족하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 강 슬라브를,

1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

550~650℃의 온도에서 권취하는 단계;

염산으로 산세 후 30~60%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계; 및

670~750℃의 온도범위에서 60초 이상 유지하여 연속소둔하고 냉각하는 단계;

를 포함하는 고강도 냉연강판의 제조방법.
중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 만족하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 강 슬라브를,

1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

550~650℃의 온도에서 권취하는 단계;

염산으로 산세 후 30~60%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계;

620~720℃의 온도범위에서 1~24시간 상소둔 역변태 처리하는 단계; 및

10~200℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;

를 포함하는 고강도 냉연강판의 제조방법.
중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 만족하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 강 슬라브를,

1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

550~650℃의 온도에서 권취하는 단계;

염산으로 산세 후 30~60%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계;

670~750℃의 온도범위에서 60초 이상 유지하여 연속소둔하고 냉각하는 단계; 및

450~500℃의 온도범위에서 용융아연도금하는 단계;

를 포함하는 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 만족하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 강 슬라브를,

1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

550~650℃의 온도에서 권취하는 단계;

염산으로 산세 후 30~60%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계;

670~750℃의 온도범위에서 60초 이상 유지하여 연속소둔하고 냉각하는 단계;

450~500℃의 온도범위에서 용융아연도금하는 단계; 및

500~600℃에서 합금화 열처리하는 단계;

를 포함하는 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 만족하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 강 슬라브를,

1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

550~650℃의 온도에서 권취하는 단계;

염산으로 산세 후 30~60%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계;

620~720℃의 온도범위에서 1~24시간 상소둔 역변태 처리하는 단계;

10~200℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및

450~500℃의 온도범위에서 용융아연도금하는 단계;

를 포함하는 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
중량%로 C: 0.05~0.3%, Si: 0.3~1.6%, Mn: 4.0~7.0%, Al: 0.5~2.0%, Cr: 0.01~0.1%, Ni: 0.02~0.1%, Ti: 0.005~0.03%, B: 5~30ppm, Sb: 0.01~0.03%, S:0.008% 이하를 만족하고 나머지는 Fe 및 기타의 불순물로 조성되는 강 슬라브를,

1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

550~650℃의 온도에서 권취하는 단계;

염산으로 산세 후 30~60%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계;

620~720℃의 온도범위에서 1~24시간 상소둔 역변태 처리하는 단계;

10~200℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;

450~500℃의 온도범위에서 용융아연도금하는 단계; 및

500~600℃에서 합금화 열처리하는 단계;

를 포함하는 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.