KR20100111533A - 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차의 구성품 중 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재 및 각종 강도 보강용 부품에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판에 관한 것으로써, 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하, Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 용융 아연도금강판을 제공하고, 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계; 상기 열간압연 후 1초 이내에 냉각을 개시하여 10~30℃/sec의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계; 상기 권취 후 산세처리하는 단계; 상기 산세처리 후 냉간압하율 20~60%의 범위로 냉간압연하는 단계; 및 상기 냉간압연 후 720~880℃의 온도에서 60초 이상 연속소둔한 다음, 10~200℃/sec의 속도로 냉각후 250~350℃의 온도에서 60초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 단계를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 용융 아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

자동차강판(AUTOMOTIVE STEEL SHEET), 변형소성유기(TRANSFORMATION INDUCED PLASTICITY), 잔류 오스테나이트(RETAINED AUSTENITE), 점용접성(SPOT WELDABILITY), 지연파괴(DELAYED FRACTURE)

Description

점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법{COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SPOT WELDING PROPERTY AND DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차의 구성품 중 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 성분을 변경하고 열처리 방법을 개선함으로써, 강도와 연성이 우수하고 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판과 용융아연도금한 냉연강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 강판은 자동차 성형품의 복잡화, 일체화 경향으로 더욱 높은 수준의 성형성을 갖는 강판이 요구되고 있다. 특히 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재는 충돌시 승객의 안전과 밀접한 관계가 있는 부품으로 인장강도 780MPa, 연신율 30% 이상의 초고강도성 및 성형성이 우수한 강판이 요구되고 있으며, 향후 차체의 안정성 규제 강화로 인하여 더욱 높은 인장강도를 갖는 부품이 요구될 것으로 예상된다.

또한, 최근에는 자동차 배기가스에 의한 환경오염문제가 대두되면서 연비를 향상시키기 위한 기술개발의 방향으로 초고강도강을 사용하여 자동차 경량화를 이루기 위한 연구가 증가되고 있다. 그러나 강판의 고강도화로 인하여 성분 중 탄소(C)의 함량이 증가되면서 점용접 특성이 악화되고 불안정한 잔류 오스테나이트상에 의해 가공 후 마르텐사이트상이 증가하여 내지연파괴 특성도 동시에 악화되는 단점이 있다.

한편, 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 국부변형에 대한 저항이 급속히 증가하게 된다. 이와 같은 이유로 극저탄소 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.

상기와 같이, 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판은 일반적으로 탄소강에 Si, Mn을 첨가하여 소둔시 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 베이나이트 온도로 일정하게 유지함으로써 강도와 연성을 동시에 증가시키는 오스탬퍼링 방법으로 제조한다. 이렇게 생성된 잔류 오스테나이트를 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태시켜 강도 증가와 함께 소성유기변태에 의해 응력집중을 완화시킴으로써 연성을 증가시키는데 이를 변태유기소성강(TRIP: Transformation Induced Plasticity)이라고 부르며, 높은 강도와 연성을 갖는 고강도강으로 사용되고 있다.

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). 이러한 지연파괴는 주로 1.2GPa급 고장력볼트와 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). 또한 이와 같은 초고강도 TRIP강은 탄소의 함량이 일반적으로 2.5wt%이상이며 잔류 오스테나이트의 분율이 5%이상을 나타낸다. 이와 같은 지연파괴는 가공후에 내부에 잔류응력이 존재할 때 수소가 다량 존재하게 되어 파괴가 발생하게 된다.

상기와 같은 잔류 오스테나이트를 함유하는 강판과 관련된 종래의 기술로는 다음과 같은 것들이 있다.

일본공개특허 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%이하, 또한 Si(%)+Al(%)≥0.5, Mn(%)+1/3Ni(%)≥1.0의 성분계를 만족하고, 5%이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 고장력 강판에 대하여 개시되어 있다. 또한 상기 조성을 갖는 슬래브를 열간압연 후 300~720℃로 권취하고, 압하율: 30~80%로 냉간 압연하고, 그 후의 연속 소둔 공정에 있어 Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하의 온도 영역에서 가열하고, 또한 냉각 도중에 550~350℃의 온도 영역에 30초 이상 유지하든지 400℃/min 이하의 냉각속도로 서냉하여 강판을 제조하는 방법에 대하여 개시되어 있다. 상기 일본특허는 연속소둔 열처리 방법에는 속하지만 미세조직 측면에서 잔류 오스테나이트 분율이 5% 이상으로 과도하게 많게 돠어 내지연파괴 가능성이 높으며, 조성 측면에서 고강도강을 얻기 위하여 C의 함량이 높아서 점용접 특성에 크게 미달되는 문제점이 있다.

일본특허번호 JP3247907호에서는 C: 0.05~0.2%, Mn: 1.80~5.0%, Al: 0.1%이하, Cu: 0.1~1.0% 및 잔부 Fe를 성분으로 하여, 베이나이트 50%이상, 베이나이트+마르텐사이트 90%이상, 잔류 오스테나이트 0~4%의 조직을 가지고 인장강도 1.2GPa이상, 항복비(항복강도/인장강도) 0.7이하를 만족하는 연성과 지연파괴특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법이 개시되어 있다. 상기 일본 특허는 Cu 및 Si를 첨가하고, 3℃/s의 냉각속도로 소둔함으로써, 본 발명에서 요구하는 기계적 특성에 미치지 못한다.

일본공개특허 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%이상을 갖는 인장강도는 800MPa에 연신율 약 30%의 고강도 강판이 개시되어 있다. 또한 상기 성분의 강괴는 열간 압연 후 또는 압하율 20% 이하의 냉간 압연 후, 700~(A1점-50)℃로 20초 이상 템퍼링하여 고강도 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 상기 일본 특허는 잔류 오스테나이트 분율의 과다로 인한 지연파괴특성문제를 가지고 있으며 열간 마무리 압연온도와 냉간 압하율 및 소둔열처리 유지시간에서 본 발명의 제조방법과 차이가 있으며 요구하는 기계적 특성에 미치지 못한다.

일본특개평 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 성분계를 가지는 열연강판 또는 냉연강판을 800~950℃로 열처리 한 뒤, 공기냉각 또는 그 이상의 냉각속도로 냉각하고, 뒤이어 소둔온도 650~750℃로 1분이상 소둔을 2회 행한 것 또는 열연 후 200~500℃로 권취하고 열연 또는 냉연판에 대해 소둔온도 650~750℃로 1분이상 소둔을 2회 행한 것에 의해 오스테나이트 중에의 합금원소의 농축을 촉진하고 20% 이상의 잔류 오스테나이트를 생성한 것이다.

그러나 상기 일본 특허는 20% 이상의 잔류 오스테나이트를 함유함으로써 드로잉시 마르텐사이트로의 변태로 인한 지연파괴 현상이 발생하며, C의 함량범위가 높아 점용접특성이 열위에 있다는 문제가 있다.

일본공개특허 JP2006-207018에서는 C: 0.10∼0.25%, Si: 1.0∼3.0%, Mn: 1.0∼3.5%, P: 0.15%이하, S: 0.02%이하, Al: 1.5%이하의 성분계를 가지면서 인장 강도가 1180MPa 이상인 내지연파괴특성이 우수한 강이 개시되어 있다. 이 강판은 잔류 오스테나이트의 형상을 제어한 것이 주된 기술로서 잔류 오스테나이트 결정립의 장축/단축비가 5 이상, 결정립의 평균 단축길이: 1 ㎛ 이하, 결정립간의 최인접 거리: 1 ㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

상기 일본특허에서는 수소지연파괴특성의 개선을 위해 Al함량을 0.2%이상 첨가하고, Cr을 포함하고 있지 않으며, 열연판의 미세조직을 명확하게 규정하고 있지 않은 문제가 있다.

일본공개특허 JP2008-127581에서도 유사한 기술을 개시하고 있는데, 상기 일본특허에서는 인장강도가 980MPa 이상인 강이 C: 0.25 ~ 0.60%, Si: 1.0 ~ 3.0%, Mn: 1.0 ~ 3.5%, Al: ≤ 1.5%, S: ≤ 0.02%, P: ≤ 0.15%, Cr: 0.003 ~ 2.0%와 같은 성분으로 구성된 것을 특징으로 하며 일본공개특허 JP2006-207018에서와 동일하게 잔류 오스테나이트 조직의 장축/단축비에 대해 규정하고 있다. 그러나, 상기 특허에서는 C의 함량이 높아 점용접특성이 열위하며 Al의 함량이 높다. 또한, 제조공정에 있어서도 열간압연후 권취온도나 열연판의 미세조직을 명확하게 규명하고 있지 않다.

상기 종래의 기술들은 주로 강도와 연성을 동시에 증가하기 위해 잔류 오스 테나이트 함량을 증가시키는 것에 주안점을 두고 개발되었으나, 잔류 오스테나이트 함량이 증가함에 따라 지연파괴의 발생가능성이 높아지는데 대해서는 대처하기 위하여 Al을 첨가하거나 잔류 오스테나이트 조직의 형태를 제어하는 기술을 도입하였다. 하지만, 이와 같은 방법은 근본적으로 내지연파괴특성을 개선할 수 없으며 동시에 높은 C함량으로 점용접성이 열위하다는 문제점을 안고 있다.

한편, 고강도를 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판은 다량의 합금성분을 포함하고 있어서 국부적으로 편석현상을 나타내어 국부적인 미세조직의 편차와 재질편차가 심하고 이로인해 제조과정에서 균열발생이 심한 문제가 있다. 특히, 냉간압연 중 에지(Edge)부위에 균열이 발생하여 생산성을 악화시키는 문제가 있다.

따라서 냉간압연시 에지(Edge)부위의 균열발생을 방지하면서 강도와 연성을 유지하면서 점용접성 및 내지연파괴특성을 향상시킬 수 있는 기술이 요구되고 있는 실정이다.

본 발명은 자동차의 구성품 중 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재 및 각종 강도 보강용 부품에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 냉간압연 중 에지(Edge)부위에 균열이 발생하여 생산성을 악화시키는 문제를 해결하고, 성분 제어 및 열처리방법을 개선함으로써 고강도 고연성의 특성을 가지면서 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판, 이에 용융아연도금층을 포함하는 냉연강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하, Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며 미세조직은 잔류 오스테나이트 분율 3~5%, 베이나이트 분율 25~55%, 마르텐사이트 분율 5% 이하를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판을 제공한다.

또한 본 발명은 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

상기 열간압연된 열연강판을 1초 이내에 냉각을 개시하여 10~30℃/sec의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온 도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후에 권취하여 상온까지 냉각하는 단계;

상기 권취한 후 냉각한 열연강판을 산세한 후 냉간압하율 20~60%의 범위로 냉간압연하는 단계;

상기 냉간압연한 냉연강판을 720~880℃의 온도에서 60초 이상 연속소둔한 다음, 10~200℃/sec의 속도로 냉각후 250~350℃의 온도에서 60초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 단계를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면 인장강도 780~1300MPa, 연신율 12% 이상을 가지면서, 낮은 C 함량으로 점용접 특성을 개선하고, 특히 Al의 첨가를 최소화하면서, 지연파괴가 발생하지 않도록 3~5%의 잔류 오스테나이트 분율을 유지할 수 있도록 개선한 냉연강판 및 용융 아연도금강판을 제공할 수 있다. 또한, 고강도를 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판은 다량의 합금성분을 포함하고 있어서 국부적으로 편석현상을 나타내어 냉간압연 중 Edge부위에 균열이 발생하여 생산성을 악화시키는 문제를 해결할 수 있다. 이를 통하여 자동차 보강재 및 충격흡수재 등의 가공용도 뿐만 아니라, 일반적인 수준의 드로잉 가공이 가능하기 때문에 500MPa급 수준의 강판이 사용되는 일부 부품에 대체 사용될 수 있으며, 결과적으로 자동차 차체의 안정성 및 경량화 효과를 기대할 수 있다.

이하 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명의 냉연강판의 성분범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%).

본 발명의 냉연강판은 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하, Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성된다.

탄소(C)의 함량은 0.02~0.22%로 한다. 탄소는 고강도 TRIP강에서 가장 중요한 성분으로 강도 및 연성에 밀접한 관계를 갖는다. 탄소는 TRIP강에서 잔류 오스테나이트 분율과 안정화에 영향을 미치는데, 탄소의 함량이 높을수록 잔류 오스테나이트의 분율이 증가하고 안정성도 향상된다. 그러나 C의 함량이 0.02% 미만이면 잔류 오스테나이트가 거의 형성되지 않아 강도와 연성을 동시에 향상시킬 수 없다. 따라서, 0.02%이상의 탄소함량이 필요하며 바람직하게는 0.06%이상의 탄소가 함유되어야 고강도 TRIP강 제조가 용이하다. 또한, 탄소함량이 0.22%를 초과하면 인장강도 980MPa이상의 초고강도 TRIP강 제조가 용이하지만 점용접시 너깃(Nugeet) 부위와 주변조직과의 불균일성이 커지고 용접부 경도차이가 커져서 용접강도가 현저히 저하되는 단점이 있으므로 C의 범위를 0.02~0.22%로 제한한다.

규소(Si)의 함량은 2.5~4.0%로 한다. Si는 탄화물 형성을 억제하여 변태유기소성(TRIP)을 유도하는데 필수적인 고용 탄소량을 확보하는 역할을 한다. 또한 Si 는 제강시 개재물의 부상분리를 원활하게 하고 용접시 용접금속의 유동성 증가를 위하여 첨가한다. Si의 양이 2.5% 이상에서는 저탄소 TRIP강에서 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정성에 기여하게 되고, 4.0%를 초과하게 되면 열연 스케일을 유발시키며, 젖음성이 크게 악화되어 도금성이 나빠지고 용접성도 열화되는 특성이 있으므로 그 함량을 2.5~4.0%로 제한한다.

망간(Mn)의 함량은 2.5~3.5%로 한다. 본 발명에서 Mn은 소입성을 증가시키는 효과와 오스테나이트가 형성되는 온도범위를 확장하기 위하여 첨가한다. 또한 Mn은 경화능을 크게하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 생성을 용이하게 하며 강도를 증가시키고, 오스테나이트를 안정화 시키는 성분으로써, 소둔시 형성된 오스테나이트를 쉽게 잔류시키는데 매우 효과적인 원소이다. 탄소의 함량이 적은 본 발명에서 강의 강도를 확보하고 TRIP특성을 확보하기 위해서는 Mn이 2.5%이상 필요하며, 그 함량이 3.5%를 초과하면 용접성이 크게 저하되고 마르텐사이트상이 급격히 증가하여 냉간압연 중 에지(Edge)부위에 균열발생이 심해지는 문제가 있다. 또한, 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 형성하면서 개재물을 형성하여 수소취성을 야기시킨다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.02% 이하(0은 제외)로 한다. 본 발명에서 Al의 첨 가는 제한한다. 일반적으로 Al의 첨가는 잔류 오스테나이트를 안정화 시켜주며 수소취성에 의한 지연파괴특성을 개선시키는데 효과적이다. 하지만, 강내부에 산화개재물을 형성하며 도금특성이 저하될 수 있다. 또한, 슬라브 제조시 고온취성의 원인이 될 수 있으므로 본 발명에서는 Al의 함량을 최소화하여 그 함량을 0.02%이하로 제한한다.

크롬(Cr)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 본 발명에서 Cr의 첨가는 소입성 및 강도상승을 목적으로 한다. 특히, 열간압연 직후 냉각중 베이나이트상을 효과적으로 확보하기 용이하여 펄라이트 생성이 억제된다. 0.1%를 초과하여 과도하게 첨가되면 그 효과가 감소하며 강도상승 효과도 작아지게 되고, Cr계 탄화물의 형성으로 입계부식에 의하여 내구성이 열화된다.

인(P)의 함량은 0.02% 이하(0은 제외)로 한다. P는 강중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.02%를 초과하면 Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리게 된다. 따라서 P는 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

황(S)의 함량은 0.008% 이하(0은 제외)로 한다. S는 강중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.008%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N)의 함량은 0.006% 이하(0은 제외)로 한다. N의 함량은 하기 Ti의 함량에 기인한 것이다. 일반적으로, N은 강중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 효과는 탄소보다 우수하다. 그러나, 한편으로는 강중에 질소의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 적정량의 질소를 강중에 존재시킴으로써, TiN을 형성시켜 재가열과정에서의 결정립 성장을 억제하는 역할을 하게 된다. 상기 N의 함량이 0.006%를 초과하면 인성이 크게 떨어져 가공성이 나빠지는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량을 0.006%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.02%로 한다. Ti는 Al 및 B 가 본연의 작용을 할 수 있게 두 원소를 고갈시키는 반응(AlN, BN 형성반응)에 필요한 N을 TiN으로 먼저 형성시켜 고갈시키는 효과를 갖는 성분으로, 0.005% 미만에서는 그러한 역할을 기대하기 힘들며, 0.02%초과에서는 그 효과를 더 이상 기대하기 어렵고 탄화물의 형성이 증가하여 고용탄소의 함량이 감소하기 때문에 그 함량을 0.005~0.02%로 제한한다.

보론(B)의 함량은 5~20ppm으로 한다. B는 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시키는 성분으로 5ppm 이상을 첨가하면 고온에서 오스테나이트 입계에 편석되 어 페라이트 형성을 억제하여 경화능 향상에 기여를 하지만, 20ppm 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.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성된다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은 상기의 조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 한다. 상기 재가열 온도가 1150℃ 미만인 경우에는 합금원소인 Mn, Si 등이 불균일하게 분포하면서, 이에 따라 형성되는 편석대가 잔존하여 열간압연 중 균열이 발생할 수 있으며 제품의 재질편차가 발생하기 쉬우며 특히, Mn의 함량이 높은 영역에서는 마르텐사이트 변태가 촉진되어 미세균열이 발생하기 쉬우므로 냉간압연시 Edge부위 균열뿐만 아니라 중심부에서도 균열이 발생할 수 있다. 또한, 1250℃를 초과하면 표층부의 Mn, Si 등의 성분의 농화가 심하게 발생하며 표층부 산화물 형성에 의한 결함이 증가하고 도금시 젖음성이 저하하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명강의 재가열 온도는 1150~1250으로 제한한다.

열간압연한 직후 냉각을 1초이내에 개시하여 10~30℃/sec 범위의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후에 권취하여 상온까지 냉각한다.

상기와 같은 열간압연 이후의 냉각조건의 규정은 열간압연판의 미세조직을 페라이트상과 베이나이트상의 복합상으로 제어하기 위함이다. 통상적인 TRIP강 및 고강도강의 제조에 있어서 열간압연판의 미세조직을 규정하지 않고 있으며 일반적으로는 페라이트와 펄라이트 조직을 가지며, 이러한 열간압연 조직에 대해 냉간압연 및 소둔열처리를 한다.

그러나 본 발명에서는 열간압연판의 미세조직을 페라이트와 베이나이트로 한정하며 이에 따라 냉각조건을 전술한 바와 같이 규정함으로써 다양한 장점이 있음을 확인하였다. 특히, 열간압연판의 펄라이트 상이 존재하면 소둔 가열 중 조대한 탄화물이 펄라이트상 내부에서 성장하여 소둔시 오스테나이트 변태를 지연시켜 충분한 잔류 오스테나이트를 형성시키기 곤란한 문제가 있다. 그러나 본 발명에서와 같이 열간압연판에 베이나이트상이 존재하면 미세한 탄화물이 소둔 가열 중 쉽게 고용되어 소둔시 오스테나이트 변태의 지연이 없이 균일하게 분포하게 할 수 있다. 또한 강중 마르텐사이트상이 존재하거나 조대한 세멘타이트를 포함한 펄라이트 상이 존재하면 이들 상과 기지조직인 페라이트상간 경계부위에서 균열이 발생하기 쉬운 상태가 된다. 특히, 냉간압연시 압연판의 에지(Edge)부위에 균열이 발생하기 쉽다. 따라서, 열간압연판의 미세조직을 페라이트와 베이나이트로 한정하며 이에 따라 냉각조건을 전술한 바와 같이 규정하였고, 그 이유는 다음과 같다.

상기 열간압연한 직후 1초이내에 냉각을 개시하여야 연속냉각 중 펄라이트상 발생을 억제할 수 있다. 또한 냉각속도가 10℃/sec미만이면 연속냉각 중 펄라이트상이 발생할 수 있으며 30℃/sec이상이면 페라이트 변태가 거의 발생하지 않아 강이 냉간압연 중 에지(Edge)부위에서의 균열이 발생하기 쉽다.

권취온도는 마르텐사이트 상이 발생하지 않고 베이나이트 상이 충분히 발생할 수 있도록 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위로 결정한다.

또한, 전술한 바와 같이 본 발명강은 열간압연 및 냉각, 권취가 종료된 상태에서 페라이트상과 베이나이트상 만이 존재해야 한다. 하지만 베이나이트상과 마르텐사이트상을 기술적으로 구분하기 용이하지 않으므로 본 발명에서는 열간압연강판의 미세조직을 페라이트상과 베이나이트상으로 한정하는 동시에 열간압연강판의 국부적인 경도값의 편차를 Micro Vickers 경도값으로 100이하인 것으로 한정한다. 이 는 페라이트상과 베이나이트상과의 경도값 편차가 100이하로 나타나는 반면에, 경도값의 차이가 큰 페라이트상과 마르텐사이트상 및 페라이트상과 펄라이트상은 냉간압연시 각 상간 경계부위에서 미세한 균열이 발생하기 쉽기 때문이다.

상기 권취된 열연강판을 상온까지 냉각하고 산세한 후 냉간압하율이 20~60%의 범위로 냉간압연한다. 냉간압하율이 20% 미만에서는 냉간압연에 의한 두께 감소효과가 작고, 60% 초과에서는 압연부하가 증가하여 압연이 어렵고 에지(Edge)부위 균열발생 가능성도 높기 때문에 냉간압하율을 20~60%로 제한하였다.

상기 냉간압연한 냉연강판을 720~880℃의 온도에서 60초 이상 연속소둔한다. 연속소둔에 적용할 수 있는 시간은 바람직하게는 1~3분 정도이며 빠른 C, Mn의 분배반응이 필요하기 때문에 C, Mn의 확산속도가 빠른 720~880℃ 온도역을 소둔온도로 설정한다. 소둔중에는 오스테나이트가 형성되어야 한다. 따라서 720℃ 미만에서는 강도 및 연성 증대를 위한 오스테나이트의 안정화에 필요한 탄소량의 확보가 어렵고 오스테나이트 변태분율이 너무 작아서 충분한 TRIP특성을 확보하기 어렵다. 또한 880℃ 초과에서는 Si성분원소의 확산이 촉진되기 때문에 탄화물 석출을 억제하지 못하여 오스테나이트 안정성 확보가 어렵다. 따라서 소둔온도를 720~880℃로 한정하였으며 소둔시간은 소둔온도에서 평형상태를 얻기 위해 필요한 시간으로 60초 이상 유지하면 그 온도범위에서 오스테나이트가 평형상태에 충분히 도달할 수 있다.

소둔열처리가 완료된 다음 초당 10~200℃(10~200℃/sec)의 속도로 냉각 후 250~350℃의 온도에서 60초 이상 유지한 후 최종 냉각하여 냉연강판을 제조한다. 본 발명에서는 C의 함량이 낮아서 소둔 열처리후 10℃/sec 미만의 냉각속도로 천천히 냉각되면 오스테나이트 상이 페라이트 상 또는 베이나이트 상으로 쉽게 변태하여 잔류오스테나이트 상 분율을 얻을 수 없으며 200℃/sec 보다 높은 냉각속도로 냉각되면 잠열이 심하게 발생하여 250~350℃범위로 안정적으로 냉각하기 어렵고 마르텐사이트상의 발생이 증가하여 잔류오스테나이트 상을 확보하기 곤란하다.

또한 소둔 및 냉각후 250℃ 미만의 온도에서 유지할 경우 잔류 오스테나이트 상 형성이 이루어지지 않고 마르텐사이트 상이 증가하며 350℃를 초과한 온도에서 유지될 경우 베이나이트상의 형성으로 잔류 오스테나이트 상 형성이 감소하는 문제가 있다. 또한, 상기 제안된 온도범위에서 60초 미만으로 유지될 경우 형성된 잔류 오스테나이트가 불안정하여 외부의 매우 작은 변형으로도 쉽게 마르텐사이트 변태하는 문제가 있다.

또한, 상기의 방법에 의하여 제조된 냉연강판에 통상의 방법에 따라 용융아연도금하여 용융아연도금강판을 제조할 수도 있다.

이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 미세조직은 크게 두가지의 특징을 갖는다. 첫 번째로 본 발명의 냉연강판을 제조하는 중간단계로서 열연강판은 열간압연 직후에 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위에서 권취되는 것을 특징으로 하고 있으며 그 결과 열간압연판의 미세조직은 10~30%의 페라이트상과 70%이상의 베이나이트상으로 구성된다.

이후 냉간압연 후 소둔열처리 과정에서 베이나이트상의 미세한 탄화물은 쉽게 재고용되어 이후 발생하는 오스테나이트 변태과정의 지연이 없게 되며 고르게 분산된 미세 탄화물 주변에서 오스테나이트상이 우선 변태하므로 균일한 변태가 가능하며 변태된 오스테나이트상의 평균직경이 10㎛이하로 미세하게 할 수 있다. 따라서, 소둔 완료 후 최종 미세조직에 있어서 잔류 오스테나이트상의 분포 및 기타 미세조직의 형성이 매우 균일한 특징을 가지며 평균 결정립의 크기가 5㎛이다. 이에 비해 열간압연판에 펄라이트상이 존재하면 소둔가열 중에 펄라이트상에서 조대한 탄화물이 형성되며 이는 소둔 중에도 오랫동안 고용되지 못하고 잔류하여 오스테나이트 변태를 지연시키거나 불균일한 분포를 가져오게 되어 소둔후 미세조직이 다소 불균일하게 형성된다.

두 번째 특징은 낮은 잔류 오스테나이트 분율과 미세하고 균일한 등축정의 미세조직이다. 본 발명의 강판은 탄소의 함량을 0.02~0.22중량%로 제한하고 있다. 이는 0.22Wt% 이상의 높은 탄소 함량이 높은 잔류 오스테나이트 분율을 확보하여 고강도와 고연성을 얻기 용이한 특징이 있지만 점용접특성을 악화시키고 동시에 가 공 후 마르텐사이트 상의 증가에 의한 잔류응력 증가 및 지연파괴 발생을 가져오는 문제가 있기 때문이다. 따라서, 본 발명의 강판은 낮은 탄소의 함량과 열연 직후 냉각조건 및 소둔후 열처리 방법의 개선으로 잔류 오스테나이트상의 분율이 3~5%로 일정한 것을 특징으로 하며 평균 결정립도가 5㎛이하로 외부에서 주어진 가공 및 변형에너지를 고르게 분산시켜 내부에서 발생하는 잔류응력을 최소화하게 된다.

본 발명의 냉연강판 및 용융아연도금층을 포함하는 강판은 780~1300MPa의 인장강도를 만족하고, 동시에 12%이상의 연신율을 갖는다.

이하 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다.

[실시예]

하기 표 1에 나타난 성분범위를 갖는 강종을 제조하였다. 1~12까지 12강종은 본 발명의 조성범위를 벗어난 강종이고, 13~17까지의 5강종은 본 발명의 성분범위에 속하는 강종이다.

구분	[C]	[Mn]	[Si]	[P]	[S]	[Al]	[Ti]	[Cr]	[B]	[Sb]	[N]	비고
1	0.05	2.55	1.15	0.012	0.003	0.018	0.017	0.04	0.001	0.02	0.004	비교예
2	0.09	1.78	0.06	0.009	0.003	0.02	0.015	0.04	0.001	0.019	0.004	비교예
3	0.1	2.2	1.5	0.009	0.003	0.03	0.015	0.03	0.001	0.022	0.004	비교예
4	0.11	1.82	2.7	0.008	0.003	0.02	0.014	0.02	0.001	0.02	0.005	비교예
5	0.15	1.65	1.07	0.012	0.003	0.04	0.01	0.02	0.001	0.021	0.004	비교예
6	0.17	1.48	1.52	0.01	0.003	1.02	0.015	0.02	0.001	0.022	0.004	비교예
7	0.18	2.88	2.75	0.009	0.003	0.025	0.016	0.1	0.001	0.017	0.005	비교예
8	0.19	2.82	1.77	0.009	0.003	0.05	0.014	0.03	0.001	0.02	0.004	비교예
9	0.2	1.95	3.89	0.012	0.003	0.02	0.02	0.04	0.001	0.025	0.005	비교예
10	0.23	1.62	2.85	0.01	0.003	0.04	0.014	0.02	0.001	0.015	0.004	비교예
11	0.24	2.44	1.56	0.008	0.003	0.032	0.015	0.03	0.001	0.022	0.004	비교예
12	0.25	1.89	1.44	0.01	0.003	0.025	0.019	0.02	0.001	0.02	0.004	비교예
13	0.08	2.82	2.87	0.009	0.003	0.02	0.015	0.03	0.001	0.022	0.004	발명예
14	0.066	2.97	3.03	0.008	0.003	0.015	0.019	0.03	0.001	0.022	0.004	발명예
15	0.1	2.95	3.05	0.01	0.003	0.018	0.02	0.04	0.001	0.022	0.005	발명예
16	0.15	3.1	2.98	0.01	0.003	0.019	0.019	0.04	0.001	0.029	0.004	발명예
17	0.2	2.97	3.06	0.012	0.003	0.015	0.02	0.04	0.001	0.025	0.005	발명예

상기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하였다. 이때 열간압연판의 두께는 약 2.4mm이었다.

상기 열간압연한 직후 냉각을 1초이내에 개시하여 10~30℃/sec 범위의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후에 권취하여 상온까지 공냉(Air Cooling)하였다. 여기에서 권취온도 범위는 각각의 강조성에 맞게 계산한 Ms와 Bs온도로부터 결정하였으며 계산한 Ms와 Bs 및 실시예에서의 냉각조건과 권취온도를 표2에 나타내었다. 여기에서 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)와 베이나이트 변태개시온도(Bs)는 상용 상변태해석 프로그램인 JMatPro the Materials Property Simulation Package(Public Release Version 4.1, Sente Software Ltd.)를 이용하여 구한다.

발명강종인 13~17강종 중 13-1, 14-1, 15-1, 16-1 및 17-1 강종에 대해서는 본 발명의 권취온도범위로 실시하였고, 13-2, 14-2, 15-2, 16-2 및 17-2 강종에 대해서는 본 발명의 권취온도범위를 벗어나서 실시하였다. 열연판의 미세조직은 광학현미경으로 관찰하였으며 2% Nital 에칭한후 각각 미세조직 분율을 Image Analysis System을 이용하여 분석하여 그 결과를 표 2에 나타내었다. 표2에서 F는 페라이트, P는 펄라이트, B는 베이나이트를 각각 의미한다.

상기 열연판은 권취후 상온까지 냉각하고 염산으로 산세한 후 냉간압하율 50%로 냉간압연하였으며 냉간 압연판의 두께는 약 1.2mm이었다.

표2에 나타낸 에지(Edge)부위 균열길이는 냉간압연후에 압연판의 Edge부위에 발생한 균열의 길이로 냉간압연된 압연판 에지부위를 무작위로 선정하여 두께 t/4 위치에서의 미세조직을 2% Nital 에칭액으로 에칭한 후 화상분석기로 측정한 결과이며 길이 100mm 내에서 발생한 가장 길이가 긴 균열을 30개이상 선택한 후 평균한 값으로 하였다.

하기 표 2에 나타난 바와 같이, 조성이 동일하더라도 본 발명의 권취온도 범위를 벗어난 13-2, 14-2, 15-2, 16-2 및 17-2 강종은 냉간압연시 에지(Edge)부의 크랙이 0.05㎜이상 발생하는 것을 관찰할 수 있었다.

구분	Bs (℃)	Ms (℃)	냉각개시시간 (sec)	평균냉각속도 (℃/sec)	권취온도 (℃)	열연판 미세조직	Edge부위 균열길이	비고
1	533.4	394.0	0.8	20	600	90%F+10%P	0.08mm	비교예
2	544.8	405.6	0.8	20	600	60%B+30%F+10%P	0.12mm	비교예
3	529.0	384.6	0.8	22	600	85%F+15%P	0.1mm	비교예
4	541.1	377.5	0.8	15	560	70%F+20%P+10%B	0.15mm	비교예
5	552.7	395.3	0.4	20	500	60%B+40%F	0.02mm	비교예
6	542.9	387.9	0.8	25	600	80%F+20%P	0.08mm	비교예
7	493.4	304.3	0.4	20	500	50%B+20%F+30%P	0.1mm	비교예
8	489.2	320.7	0.8	18	560	60%F+30%P+10%B	0.09mm	비교예
9	575.2	319.7	0.4	20	500	50%B+45%F+5%P	0.11mm	비교예
10	534.0	339.4	0.8	25	600	50%F+40%P+10%B	0.08mm	비교예
11	498.2	321.6	0.8	17	560	50%F+50%P	0.14mm	비교예
12	518.5	342.5	0.8	20	560	50%F+50%P	0.12mm	비교예
13-1	515.1	343.1	0.4	22	500	90%B+10%F	0.01mm	발명예
13-2			0.4	22	600	70%F+30%P	0.08mm	비교예
14-1	517.0	339.0	0.6	25	480	90%B+10%F	0.02mm	발명예
14-2			0.6	25	600	80%F+20%P	0.1mm	비교예
15-1	513.3	327.1	0.6	25	480	90%B+10%F	0mm	발명예
15-2			0.6	25	600	70%F+30%P	0.07mm	비교예
16-1	498.2	303.5	0.4	25	480	90%B+10%F	0mm	발명예
16-2			0.4	25	600	60%F+40%P	0.09mm	비교예
17-1	497.9	289.6	0.4	25	480	90%B+10%F	0.01mm	발명예
17-2			0.4	25	600	60%F+40%P	0.1mm	비교예

상기 방법으로 제조된 냉연강판을 다음의 소둔조건으로 연속소둔하였다.

소둔온도: 800℃

소둔시 유지시간: 90sec

소둔직후 1차 냉각속도: 30℃/sec

1차 냉각후 유지온도: 300℃

1차 냉각후 유지시간: 300sec

최종 냉각속도: 3℃/sec

또한, 발명강종인 13-1, 14-1, 15-1, 16-1 및 17-1 강종에 대하여 1차 냉각 후 유지온도를 본 발명의 범위를 벗어난 400℃로 설정하여 열처리하였으며 이를 각각 13-3, 14-3, 15-3, 16-3 및 17-3 강종으로 표기하였다.

상기와 같은 조건으로 제조된 냉연강판에 대하여 인장강도(Tensile Strength, TS), 연신율(Total Elongation, T-El), 십자인장강도(Cross Tension Strength, CTS), 전단인장강도(Tensile Shear Strength, TSS)를 각각 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 표 3에서 소둔판의 미세조직은 전자주사현미경(FE-SEM JEOL JSM-7001F) 관찰결과의 이미지 분석과 EBSD(Electron Back Scattered Diffractometer, Hikari System, TSL ver 5.2)를 이용한 잔류 오스테나이트 상분석결과를 종합한 결과이다. F는 페라이트상, B는 베이나이트상, M은 마르텐사이트상 그리고 RA는 잔류 오스테나이트상 분율을 각각 의미한다.

표 3에 나타낸 균열발생길이와 발생시기는 지연파괴특성의 평가 결과로서 강판을 원형컵 드로잉 변형한 후 냉수에 침적시켜 파괴현상을 관찰하여 기록한 것이다. 이때 드로잉 변형은 전단가공으로 제조한 직경100mm의 소둔판에 대해 직경이 50mm인 펀치를 이용하였다. 지연파괴특성의 평가는 2주간 실시하였으며 균열길이가 10mm 이상인 것은 파단으로 표기하였다. 기록은 최초 균열발생일 기준으로 하였으며 그 이후 더욱 커진 균열길이에 대해서는 기록하지 않았다.

표 3에 나타낸 점용접재에 대한 십자인장강도(CTS)와 전단인장강도(TSS) 시험은 60Hz, 단상AC, 최대가압력 60kN인 용접시험기로 냉연강판을 용접하여 하였으며 전극재료는 RWMA Class II(Cu-Cr)를 사용하였으며 형상은 Dome radius type이었다. 전극압력은 3.5kN이었다. 용접시 너깃(Nugget)의 직경은 평균 4.5~5.0mm가 되도록 하였는데 너깃(Nugget)의 직경은 장축과 단축의 평균으로 하였다. 십자인장시험편은 길이 150mm, 폭 45mm의 판상형 시편 2매를 십자형태로 겹쳐서 중앙부를 점용접하여 준비하였다. 또한, 전단인장시험편은 길이 100mm, 폭 30mm의 판상형 시편 2매를 일자형태로 단부의 길이 30mm가 겹쳐지도록 점용접하여 준비하였다.

구분	소둔판 미세조직 분율 (%)				균열 발생시기 (경과일)	균열 길이 (mm)	TS (MPa)	T-El (%)	TSxT-El	TSS (kN/spot)	CTS (kN/spot)	CTS/TSS	비고
	F	B	M	RA
1	80	10	4	6	14	0	886.0	22.3	19757.8	13.9	5.5	0.40	비교예
2	75	15	10	0	14	0	840.0	18.5	15540.0	13.5	5.3	0.39	비교예
3	75	15	5	5	14	0	892.0	23.3	20783.6	15.1	4.6	0.30	비교예
4	78	17	0	5	14	0	906.0	21.0	19026.0	14.3	4.8	0.34	비교예
5	79	15	0	6	14	0	895.0	16.7	14946.5	14.6	4.5	0.31	비교예
6	65	20	5	10	8	3	960.0	18.5	17760.0	15.3	4.8	0.31	비교예
7	63	25	0	12	3	5	1058.0	19.0	20102.0	15.8	2.8	0.18	비교예
8	61	30	0	9	5	3	1023.0	17.6	18004.8	16.2	3.2	0.20	비교예
9	58	25	5	12	3	8	1038.0	15.3	15881.4	16.0	3.5	0.22	비교예
10	65	20	0	15	1	파단	1018.0	18.2	18527.6	15.4	5.2	0.34	비교예
11	53	30	5	12	3	파단	1045.0	14.5	15152.5	16.8	2.9	0.17	비교예
12	70	20	0	10	3	5	990.0	18.7	18513.0	15.2	4.2	0.28	비교예
13-1	67	30	0	3	14	0	890.0	24.5	21805.0	14.3	4.9	0.34	발명예
13-2	68	25	2	5	14	0	876.0	23.6	20673.6	14.0	4.8	0.34	비교예
13-3	69	25	0	6	14	0	885.0	23.3	20620.5	14.6	4.8	0.33	비교예
14-1	66	30	0	4	14	0	996.0	20.6	20517.6	16.1	5.3	0.33	발명예
14-2	70	25	0	5	14	0	953.0	20.1	19155.3	15.9	5.0	0.31	비교예
14-3	73	19	0	8	11	3	954.0	19.5	18603.0	15.5	5.4	0.35	비교예
15-1	55	40	0	5	14	0	1163.0	17.1	19887.3	16.5	4.9	0.30	발명예
15-2	53	42	0	5	14	0	1103.0	17.0	18751.0	16.9	4.7	0.28	비교예
15-3	53	35	0	12	14	0	1096.0	15.4	16878.4	16.0	4.6	0.29	비교예
16-1	50	45	0	5	14	0	1225.0	16.3	19967.5	17.9	4.3	0.24	발명예
16-2	45	50	0	5	14	0	1236.0	15.0	18540.0	18.0	4.2	0.23	비교예
16-3	50	35	0	15	5	5	1210.0	14.2	17182.0	17.8	4.2	0.24	비교예
17-1	40	50	5	5	14	0	1396.0	13.5	18846.0	18.4	3.2	0.17	발명예
17-2	45	47	3	5	14	0	1385.0	12.5	17312.5	18.8	3.2	0.17	비교예
17-3	35	45	5	15	3	6	1410.0	12.0	16920.0	18.5	3.1	0.17	비교예

표 3에 나타낸 미세조직의 관찰결과를 보면 발명예의 잔류 오스테나이트 분율이 모두 3~5%의 범위를 만족하는 것을 확인할 수 있고 베이나이트상의 분율이 비교적 높아 고강도를 쉽게 확보할 수 있음을 알 수 있다. 또한, 내지연파괴특성 평가시험 결과 발명예의 경우는 모두 14일 경과일수까지 파괴가 발생하지 않았지만 비교예의 경우에는 몇몇 강을 제외하고 대부분 파괴가 발생하였으며 인장강도 1000MPa이상의 비교예 10, 11강종은 매우 심하게 파괴되었다.

표 3에 나타낸 전단인장강도(TSS)는 강의 인장강도에 비례하여 증가하는 경향을 나타내고 있음을 확인할 수 있으며 십자인장강도(CTS)는 탄소함량에 반비례하여 증가하는 경향을 나타내고 있음을 알 수 있다. 따라서, 이 두 값의 비인 CTS/TSS값은 강의 점용접특성을 나타내는 대표적인 수치로 활용할 수 있다.

도 1에는 발명예의 점용접특성과 내지연파괴특성의 범위를 나타내었으며 도 2에는 인장강도 수준에 따른 점용접특성 (CTS/TSS 값)을 나타내었다. 도 2에서 확인할 수 있듯이 발명예의 CTS/TSS 값의 수준이 비교예에 비해 우위를 차지하고 있음을 알 수 있다. 1000MPa급 이하의 발명예의 CTS/TSS값이 가장 우수한 수준을 나타내고 있지 않은데 우수한 수준을 나타내는 비교예들의 연신율은 표3과 도1에서 알 수 있듯이 발명예에 비해 열위함을 알 수 있다.

표 3에 나타낸 인장강도와 연신율값 측정결과를 보면, 발명예의 인장강도와 연신율이 비교예의 기계적 성질에 비해 우수한 결과를 나타내고 있음을 확인할 수 있는데 이는 도 3에서 명확히 확인할 수 있다. 도 3에서 비교예 그룹1은 발명예의 성분범위를 만족하지만 열간압연후 권취온도 조건이 발명범위를 벗어났거나 소둔열처리후 1차냉각 후 유지온도 조건이 발명범위를 벗어난 강을 의미하며 비교예 그룹2는 발명예의 성분범위를 만족하지 못한 비교예이다. 발명예의 성분범위를 만족하지 못한 강들은 인장강도 1100MPa 이상의 특성을 얻지 못하였으며 유사한 인장강도 수준의 강들의 특성을 비교해 볼 때 발명예의 연신율이 비교예들에 비해 우위를 나타내고 있음을 확인할 수 있다.

따라서, 본 발명의 제조방법에 의해 제조된 발명재는 모두 우수한 점용접성 및 내지연파괴특성을 나타냄을 알 수 있으며 인장강도 780MPa~1300MPa, 연신율 12%이상을 갖는 고강도 고연성 자동차용 판재의 제조에 적용할 수 있다.

도 1은 발명예의 점용접특성과 내지연파괴특성의 범위를 나타낸 그래프이다.

도 2는 발명예와 비교예의 인장강도 수준에 대한 점용접특성(CTS/TSS값)을 나타낸 그래프이다.

도 3은 발명예와 비교예의 인장강도와 연신율을 나타낸 그래프이다.

Claims (7)

1. 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하, Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며 미세조직은 잔류 오스테나이트 분율 3~5%, 베이나이트 분율 25~55%, 마르텐사이트 분율 5% 이하를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판.
2. 청구항 1에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정립도가 5㎛이하인 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판.
3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서, 상기 냉연강판은 780~1300MPa의 인장강도, 연신율 12%이상인 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판.
4. 청구항 1에 있어서, 상기 냉연강판은 용융 아연도금층을 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판.
5. 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하, Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;

   상기 열간압연된 열연강판을 1초 이내에 냉각을 개시하여 10~30℃/sec의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계;

   상기 권취된 열연강판을 산세처리하는 단계;

   상기 산세처리된 열연강판을 냉간압하율 20~60%의 범위로 냉간압연하는 단계; 및

   상기 냉간압연한 냉연강판을 720~880℃의 온도에서 60초 이상 연속소둔한 다음, 10~200℃/sec의 속도로 냉각후 250~350℃의 온도에서 60초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 단계

   를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
6. 청구항 5에 있어서, 상기 열연강판은 그 미세조직이 10~30%의 페라이트와 70% 이상의 베이나이트로 이루어지도록 냉각하는 단계를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
7. 청구항 5 또는 청구항 6에 있어서, 추가적으로 상기 냉연강판을 용융 아연도금하는 단계를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.

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