KR20120049622A - 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성과 굽힘가공성이 모두 우수하여, 프레스 성형과 롤포밍 성형이 모두 가능한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하고, 인강강도가 1GPa이상인 동시에, 인장강도(MPa) × 연신율(%) / 굽힘가공성 ≥ 9000(MPa%)의 관계를 만족하는 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 1GPa이상의 우수한 인장강도를 가지면서 연성과 굽힘가공성 또한 우수하여, 프레스 성형과 롤포밍 성형이 모두 가능한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.

Description

초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET, GALVANIZED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성과 굽힘가공성이 모두 우수하여, 프레스 성형과 롤 포밍 성형이 모두 가능한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 지구 환경보전을 위한 연비규제와 탑승자의 충돌 안정성 확보를 위하여 초고강도 강재의 채용을 늘려가고 있다. 이러한 고강도강을 제조하기 위해서는 일반적인 고용강화를 활용한 강재나 석출강화를 이용한 강재만으로 충분한 강도와 연성을 확보하기가 용이하지 않다.
그래서 개발된 것이 변태조직을 활용하는 변태강화강이다. 이러한 변태강화강에는 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 DP강이라고도 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 CP강이라고도 함), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 TRIP강이라도 함) 등이 있다.
DP강은 연질의 페라이트내에 경질의 마르텐사이트를 미세 균질하게 분산시켜 고강도와 연성을 확보하는 강종이다. CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb 등의 석출경화원소를 포함하는 강종이다. TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공함으로써 마르텐사이트 변태를 일으켜 강도와 연성을 확보하는 강종이다.
이러한 TRIP강의 대표적인 기술로는 일본공개특허공보 특개평6-145892호가 있는데, 상기 특허에는 강판의 잔류 오스테나이트량을 제어하여 성형성이 우수한 강판을 제조하는 방법이 제시되어 있다. 한편, 일본등록특허공보 제266064호 및 제2704350호에는 화학성분 및 강판의 미세조직을 제어함으로써 프레스 성형성이 양호한 고강도 강판을 제조하는 방법이 제시되어 있다. 또한, 일본등록특허공보 제3317303호에는 5%이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 가공성 특히 국부 연신이 우수한 강판이 제시되어 있다. 하지만, 이러한 발명들은 대부분이 연성의 향상을 도모하기 위해 개발된 것이나, 초고강도 강판의 경우에는 이러한 변태조직을 활용함에도 불구하고 충분한 연신율의 확보가 어렵고, 실제 대부분의 가공은 굽힘 가공이나 롤포밍을 통해서 이뤄지게 되는데, 이러한 굽힘 가공시에 발생하는 크랙을 억제하기 위해서는 굽힘 가공성 또한 동시에 확보되어야 한다는 문제가 있다.
굽힘 가공성은 균일한 재질을 가지는 페라이트 단상강이나 베이나이트 단상강에서 매우 우수하지만 페라이트 단상강으로는 초고강도강을 만들 수 없고, 베이나이트 단상강 또한 1GPa 이상의 초고강도강을 만들기 위해서는 높은 탄소량을 함유해야만 한다. 따라서, 이러한 베이나이트 단상강은 연신율이 낮고 용접성 또한 열위해서 현실적으로 사용하기는 어렵다.
이러한 문제를 극복하기 위해서는 변태조직과 석출물을 동시에 활용한 CP강의 개발이 필요하다. 그러나, CP강 또한 구성되는 상들의 구성비에 따라서 연성과 굽힘 가공성의 변화가 크다는 단점이 있으며, 현재까지 적절한 상분율과 제조범위에 대한 충분한 검토가 이뤄지지 않아, 개발의 필요성이 대두되고 있는 실정이다.
본 발명은 성분계 및 냉각조건을 제어함으로써, 연성과 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하고, 인강강도가 1GPa이상인 동시에, 인장강도(MPa) × 연신율(%) / 굽힘가공성 ≥ 9000(MPa%)의 관계를 만족하는 초고강도 냉연강판을 제공한다.
상기 냉연강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있으며, 이 때, 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 것이 바람직하며, 상기 냉연강판의 미세조직은 면적분율로 40~70%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하고, 인강강도가 1GPa이상인 동시에, 인장강도(MPa) × 연신율(%) / 굽힘가공성 ≥ 9000(MPa%)의 관계를 만족하는 초고강도 용융아연도금강판을 제공한다.
상기 용융아연도금강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있으며, 이 때, 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 것이 바람직하며, 상기 용융아연도금강판의 미세조직은 면적분율로 40~70%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하는 강재를 열간압연 및 냉간압연하는 압연단계; 상기 압연된 강재를 770~850℃에서 소둔하는 소둔단계; 상기 소둔된 강재를 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 범위로 급냉한 후, 상기 온도 영역에서 100 ≤ 4563 + 68C + 23Mn + 115Cr - 19.5T + 0.0208T2 ≤ 200(단, T는 베이나이트 변태시간임, 단위:초)의 관계를 만족하도록 유지하는 급냉단계; 및 상기 급냉된 강재를 10~50℃/분의 속도로 서냉하는 서냉단계를 포함하는 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
상기 냉연강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있으며, 이 때, 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉연강판의 제조방법에 있어서, 상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%인 조건에서 행해지는 것이 바람직하며, 상기 급냉단계는 100~600℃/분의 냉각속도로 행해지는 것이 바람직하다.
본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하는 강재를 열간압연 및 냉간압연하는 압연단계; 상기 압연된 강재를 770~850℃에서 소둔하는 소둔단계; 상기 소둔된 강재를 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 범위로 급냉한 후, 상기 온도 영역에서 100 ≤ 4563 + 68C + 23Mn + 115Cr - 19.5T + 0.0208T2 ≤ 200(단, T는 베이나이트 변태시간임, 단위:초)의 관계를 만족하도록 유지하는 급냉단계; 및 상기 급냉된 강재를 480~520℃의 융융아연도금욕에 침지하는 단계를 포함하는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
상기 용융아연도금강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있으며, 이 때, 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 용융아연도금강판에 있어서, 상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%인 조건에서 행해지는 것이 바람직하며, 상기 급냉단계는 100~600℃/분의 냉각속도로 행해지는 것이 바람직하다
본 발명의 일측면에 따르면, 1GPa이상의 우수한 인장강도를 가지면서 연성과 굽힘가공성 또한 우수하여, 프레스 성형과 롤포밍 성형이 모두 가능한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 발명강 및 비교강들의 인장강도×연신율 값과 인장강도/굽힘가공성의 값의 상관관계를 나타낸 그래프이다.
본 발명자들은 높은 인장강도를 지니면서도 우수한 연성 및 굽힘가공성을 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조하기 위한 연구를 행하던 중, 성분계 및 냉각조건을 적절히 제어함으로써, 1GPa이상의 우수한 강도를 지니면서도 프레스 성형과 롤 포밍이 용이한 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조할 수 있다는 사실을 인지하고, 관련 실험을 통해 본 발명을 완성하게 되었다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
C(탄소) : 0.1~0.3중량%
C는 변태조직강에서 강도확보를 위해 중요한 원소이다. 상기 C의 함량은 0.1~0.3%가 바람직하며, 0.1%미만의 탄소함량에서는 인장강도 1GPa이상을 확보할 수 없고, 0.3%를 초과하면 연성과 굽힘가공성 및 용접성이 감소하여 프레스 성형 및 롤 포밍성이 나빠지는 단점이 있다.
Si(실리콘) : 0.1~1.5중량%
Si는 강재의 강도 및 연신율을 향상시키는 원소이며, 함량은 0.1~1.5%가 바람직하다. Si함량이 0.1미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어려우며, 1.5%를 초과하면 표면품질과 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐 아니라, 도금강판의 미도금을 유발하는 산화물을 표면에 형성시켜 미도금과 도금박리와 같은 표면결함을 유발한다.
Mn(망간) : 2.0~3.0중량%
Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소로써, 함량은 2.0~3.0%가 바람직하다. Mn함량이 2.0%미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도확보가 어렵고, 3.0%를 초과하게 되면 용접성과 냉간압연 부하증가 등의 문제가 발생될 가능성이 높을 뿐 아니라, 조대한 소둔농화물 형성으로 도금강판의 표면결함을 유발하기도 한다.
P(인) : 0.001~0.10중량%
P는 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. P 함량이 0.001%미만인 경우에는 상기 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있기 때문에 상기 P의 함량은 0.001~0.10%의 범위인 것이 바람직하다.
S(황) : 0.010%이하
S는 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 상기 S의 함량이 0.01%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 S의 함량은 0.01%이하로 한정하는 것이 바람직하다.
Al(알루미늄) : 0.01~0.1중량%
Al은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si와 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 상기 Al의 함량이 0.01%미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 슬라브 표면 품질을 저하시키고, 제조비용이 증가하므로 Al의 함량은 0.01~0.1%가 바람직하다.
Cr(크롬) : 0.3~1.0%
Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 페라이트 변태 지연을 통하여 베이나이트 형성을 유도하는 원소로서, 그 함량은 0.3~1.0%가 바람직하다. Cr의 함량이 0.3%미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어려우며, 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화되고, 냉간압연 부하가 증가될 뿐만 아니라 제조원가가 크게 증가하게 된다.
B(보론) : 0.0010~0.0030중량%
B는 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로서, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트 형성을 촉진하는 원소로서 그 함량은 0.001~0.003%가 바람직하다. B의 함량이 0.001%미만인 경우에는 상기의 효과를 얻기가 어렵고, 0.003%를 초과하면 B의 입계편석으로 인해 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 과도한 표면 농화물의 형성으로 도금결함을 유발할 수 있다.
Ti(티타늄) : 0.01~0.1중량%
Ti는 강판의 강도 상승 및 강중에 존재하는 N의 스케빈징을 위하여 첨가되는 원소로서, Ti의 함량이 0.01%미만인 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 0.1$를 초과하는 경우에는 연속주조공정 중 노즐막힘등의 공정결함을 유발할 수 있다.
N(질소) : 0.001~0.01중량%
N은 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 고용강화 원소이며, 일반적으로 대기로부터 혼입되는 원소이다. 그 함량은 제강 공정 탈가스 공정으로 제어되어야 한다. 상기 N의 함량이 0.001%미만인 경우에는 과도한 탈가스 처리를 요하게 되어, 제조원가 상승을 유발하게 되고, 0.0%를 초과하면 AlN, TiN 등의 석출물 과다 형성으로 고온연성을 저하시키게 된다.
상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하는 것이 바람직한데, 상기 Ti/N의 비율이 3.4 미만인 경우에는 용존 N의 양에 비하여 Ti 첨가량이 부족하여, 잔류 N에 의한 NB 등의 형성으로 B첨가에 의한 강도상승 효과를 떨어뜨려 강도저하가 발생할 수 있으며, 10을 초과하는 경우에는 탈질처리 비용이 증가하고, 연주공정에서 노즐막힘등을 유발할 가능성이 커지게 된다.
본 발명이 제안하는 냉연강판 및 용융아연도금강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가적으로 포함할 수 있다.
Nb(니오븀) : 0.02~0.05중량%
Nb는 강판의 강도 상승 및 결정립 미세화를 위해 첨가된 원소이며, 그 함량은 0.02~0.05%가 바람직하다. 상기 Nb의 함량이 0.02%미만인 경우에는 상기의 효과를 나타내기가 어렵고, 0.05%를 초과하면 제조비용 상승과 과다한 석출물로 인하여 굽힘가공성과 연성을 저하시킬 수 있다.
Mo(몰리브덴), V(바나듐), W(텅스텐) : 0.01~0.2중량%
Mo, V, W는 Nb와 유사한 역할을 하는 원소로서, 0.01%미만인 경우에는 강도 상승 및 결정립 미세화 효과를 얻기 어려우며, 0.2%를 초과하는 경우에는 강도효과에 대비하여 제조비용이 지나치게 상승하게 된다.
상기 Nb, Mo, V 및 W은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 것이 바람직한데, 0.02 미만인 경우에는 결정립 미세화 및 석출강화 효과를 기재하기 어려우며, 0.05를 초과하는 경우에는 상기 효과에 대비하여 지나치게 제조원가가 상승하게 된다.
본 발명이 제안하는 냉연강판 및 용융아연도금강판은 인강강도가 1GPa이상인 동시에, 인장강도(MPa) × 연신율(%) / 굽힘가공성 ≥ 9000(MPa%)의 관계를 만족하게 되며, 연신율과 굽힘가공성이 모두 우수하여 프레스 성형 및 롤포밍 성형이 모두 가능하게 된다. 한편, 상기 인장강도(MPa) × 연신율(%) / 굽힘가공성의 값이 9000 미만인 경우에는 굽힘가공성은 우수하지만, 연성이 낮아 프레스 성형이 불가능하거나, 연성은 우수하나 굽힘가공성이 열위하여 롤포밍이나 폼성형시 굽힘부 크랙이 발생하는 문제가 있다.
또한, 본 발명의 냉연강판 및 용융아연도금강판의 미세조직은 면적분율로 40~70%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 상기 베이나이트의 분율이 40%미만인 경우 굽힘가공성이 저하되며, 70%를 초과하는 경우 1GPa이상의 높은 인장강도를 실현하기 어렵다. 상기 페라이트 및 마르텐사이트 조직의 분율은 특별히 한정하지는 않으나, 우수한 강도, 연성 및 굽힘가공성을 확보하기 위하여, 페라이트 조직은 10~40면적%, 마르텐사이트 조직은 15~30면적%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.
상기 본 발명의 조성성분 및 범위를 만족하는 강재를 통상적인 조건으로 열간압연 및 냉간압연한다.
이후, 상기 압연된 강재를 770~850℃에서 소둔하게 되는데, 상기 소둔온도가 770℃미만인 경우에는 페라이트 조직 분율이 40%를 초과하여 강도확보가 어렵고, 굽힘가공성이 저하되며, 850℃를 초과하게 되면 굽힘가공성은 개선되나, 고온소둔에서 발생하는 Si, Mn, B등의 표면 농화물의 양이 크게 증가하여 미도금 결함이 다량으로 발생하는 문제가 있다.
상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%, 잔부가 질소로 구성된 분위기 조건에서 행하는 것이 바람직한데, 수소농도가 5%미만인 경우에는 강중에 함유된 Si, Mn, B와 같은 산소친화력이 큰 원소들의 표면농화물 발생이 용이하여 덴트와 도금결함을 유발하고, 반면 50%를 초과할 경우, 제조원가 대비 상기 효과의 상승이 미약해진다. 잔부 물질로 사용되는 질소는 강판의 표면 농화물 형성을 방지하고 제조비용이 저렴하여 분위기 가스로 사용로 적절하게 사용될 수 있다.
이후, 상기 소둔된 강재를 급냉대 즉, 냉각정지온도범위까지 급냉하게 된다. 급냉대란 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 범위를 의미한다. 상기 온도 영역에서 100 ≤ 4563 + 68C + 23Mn + 115Cr - 19.5T + 0.0208T2 ≤ 200(단, T는 베이나이트 변태시간임, 단위:초)의 관계를 만족하도록 유지한다. 상기 관계식은 조성성분과 냉각온도에 따른 베이나이트 변태시간을 규정한 식으로서, 100미만일 경우에는 베이나이트 변태 개시가 빨라 베이나이트 분율이 70%를 초과하여 형성되므로, 상대적으로 마르텐사이트 분율이 감소하여 1GPa이상의 인장강도를 확보할 수 없으며, 200을 초과하는 경우 베이나이트 변태 개시가 지나치게 지연되어 베이나이트 분율을 40%이상 확보하기 어렵고, 이에 따라 굽힘가공성이 떨어지게 된다.
상기 급냉은 100~600℃/분의 속도로 냉각을 행하는 것이 바람직한데, 상기 급냉속도가 100℃/분 미만일 경우, 페라이트와 펄라이트의 형성으로 인해 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없으며, 600℃/분을 초과할 경우, 과도한 경질한의 생성으로 연신율 저하가 발생할 뿐 아니라, 형상 불량등의 문제를 발생시킬 수 있다.
본 발명의 냉연강판의 제조방법은 상기 공정을 거친 후, 상기 급냉된 강재를 10~50℃/분의 속도로 서냉하는 서냉단계를 거치게 된다. 상기 서냉속도가 10℃/분 미만일 경우, 적정 마르텐사이트 분율을 확보할 수가 없어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 얻기가 어려우며, 50℃/분을 초과하는 경우에는 베이나이트를 40%이상 확보할 수 없어 굽힘가공성이 저하되는 문제가 발생한다.
10℃/분을 초과할 경우, 베이나이트를 40%이상 확보할 수 없어 굽힘가공성이 저하되는 문제가 발생한다.
본 발명의 용융아연도금강판의 제조방법은 상기 급냉공정을 거친 후, 급냉된 강재를 480~520℃의 융융아연도금욕에 침지하는 공정을 포함하게 된다. 상기 도금욕의 온도가 480℃미만인 경우, 합금화 억제층의 형성이 부족하여 도금박리를 유발할 수 있으며, 520℃를 초과할 경우, 드로스(Dross) 발생이 증가하는 문제점이 발생하기 때문이다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 이하의 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1 및 2의 조성성분을 갖는 슬라브를 통상적인 조건으로 열간압연 및 냉간압연한 후, 하기 표 3의 조건으로 소둔 및 냉각처리하였다.
구분 화학 조성(중량%)
C Si Mn P S Al Cr B
(ppm)
발명재1 0.1 0.1 2.7 0.012 0.003 0.026 1 18
발명재2 0.12 0.1 2.7 0.01 0.003 0.022 1 18
발명재3 0.2 0.1 2.7 0.013 0.003 0.024 1 22
발명재4 0.1 0.5 2.7 0.009 0.004 0.027 1 21
발명재5 0.15 0.1 2.3 0.01 0.003 0.025 1 20
발명재6 0.1 0.1 3 0.011 0.003 0.025 1 17
발명재7 0.1 0.1 2.7 0.01 0.003 0.026 1 16
발명재8 0.1 0.1 2.7 0.012 0.003 0.022 0.5 15
발명재9 0.1 0.1 2.7 0.011 0.004 0.024 0.7 19
발명재10 0.1 0.1 2.7 0.01 0.003 0.027 1 20
발명재11 0.15 0.1 2.7 0.01 0.003 0.025 0.5 22
발명재12 0.1 0.1 2.7 0.011 0.004 0.025 1 18
비교재1 0.08 0.1 2.7 0.012 0.003 0.026 1 22
비교재2 0.1 0.1 2.7 0.012 0.003 0.022 0 21
비교재3 0.15 0.1 2.7 0.011 0.003 0.025 0 20
비교재4 0.2 0.1 2.7 0.014 0.003 0.026 0 17
비교재5 0.1 0.1 2.7 0.011 0.003 0.022 1 16
비교재6 0.1 0.1 2.7 0.01 0.004 0.022 1 15
비교재7 0.15 0.1 2.3 0.01 0.003 0.024 0.5 19
비교재8 0.15 0.1 2.7 0.01 0.003 0.028 0 20
비교재9 0.15 0.1 2.7 0.011 0.003 0.028 0 17
비교재10 0.17 0.1 3 0.011 0.003 0.026 0.2 16
비교재11 0.2 0.1 3 0.012 0.004 0.022 1.5 15
비교재12 0.1 0.1 2.7 0.02 0.003 0.022 1 19
비교재13 0.1 0.1 2.7 0.011 0.003 0.024 1 13
비교재14 0.15 0.1 2.7 0.012 0.004 0.026 0 15
구분 화학 조성(중량%)
Ti N
(ppm)		 Nb Mo V W Ti/N
발명재1 0.02 55 0.05 0 0 0 3.6
발명재2 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
발명재3 0.03 60 0.05 0 0 0 5.0
발명재4 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
발명재5 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
발명재6 0.03 60 0.05 0 0 0 5.0
발명재7 0.02 50 0.02 0 0 0 4.0
발명재8 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
발명재9 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
발명재10 0.03 60 0.05 0 0 0 5.0
발명재11 0.02 50 0 0.05 0.1 0.05 4.0
발명재12 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재1 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재2 0.025 60 0.05 0 0 0 4.2
비교재3 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재4 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재5 0 50 0.05 0 0 0 0
비교재6 0.025 60 0 0 0 0 4.2
비교재7 0.03 60 0 0.03 0.03 0.03 5.0
비교재8 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재9 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재10 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재11 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재12 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재13 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
비교재14 0.02 50 0.05 0 0 0 4.0
구분 소둔온도
(℃)		 소둔분위기
(수소농도, %)		 관계식 1 급냉속도
(℃/분)		 급냉대
(℃)		 서냉속도
(℃/분)
발명재1 800 40 178 390 460 25
발명재2 800 40 180 390 460 25
발명재3 800 40 185 390 460 25
발명재4 800 40 178 390 460 25
발명재5 820 40 169 430 460 30
발명재6 820 40 185 430 460 30
발명재7 800 40 178 430 460 30
발명재8 800 40 121 430 460 30
발명재9 780 10 144 430 460 30
발명재10 780 10 197 350 500 22
발명재11 800 45 114 350 460 22
발명재12 840 45 194 500 440 15
비교재1 800 40 177 390 460 25
비교재2 800 40 63 390 460 25
비교재3 780 10 67 390 460 25
비교재4 780 10 70 390 460 25
비교재5 800 40 178 430 460 30
비교재6 800 40 178 430 460 30
비교재7 800 40 114 430 460 30
비교재8 820 40 67 430 460 30
비교재9 800 40 238 350 560 22
비교재10 800 40 269 350 560 22
비교재11 800 40 249 350 460 22
비교재12 800 40 350 350 560 22
비교재13 840 40 998 540 270 18
비교재14 840 40 887 540 270 18
단, 관계식 1은 4563 + 68C + 23Mn + 115Cr - 19.5T + 0.0208T2,
급냉대는 급냉정지온도 범위(마르텐사이트 변태개시 온도(Ms)~베이나이트 변태개시 온도(Bs))를 의미함.
상기와 같은 조건으로 제조된 냉연강판에 대해서 미세조직의 분율 및 물성을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 이 때, 굽힘가공성 평가는 90도 V-벤딩 후 크랙이 발생하지 않는 최소곡률반경을 강판두께로 나눈 값(R/t)으로 나타내었으며, 굽힘방향은 가장 취약한 방향인 압연방향에 평행한 방향으로 평가하였다.
구분 B조직
(면적%)		 M조직
(면적%)		 F조직
(면적%)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 굽힘
가공성
(R/t)		 인장강도
×연신율
(MPa%)		 인장강도/ 굽힘가공성
(MPa)		 관계식 2
발명강1 60 20 20 928 1203 12.2 1.3
(1.5/1.2)		 14677 925 11290
발명강2 54 24 22 956 1240 13.2 1.7
(2.0/1.2)		 16368 729 9628
발명강3 54 24 22 853 1259 13.4 1.7
(2.0/1.2)		 16871 741 9924
발명강4 60 20 20 891 1204 12.2 1.3
(1.5/1.2)		 14689 926 11299
발명강5 60 21 19 864 1315 11.1 1.3
(1.5/1.2)		 14597 1012 11228
발명강6 53 27 20 930 1380 11.6 1.7
(2.0/1.2)		 16008 812 9416
발명강7 56 22 22 910 1190 13.7 1.7
(2.0/1.2)		 16303 700 9590
발명강8 65 18 17 880 1192 12.3 1.3
(1.5/1.2)		 14662 917 11278
발명강9 61 25 14 954 1252 12.6 1.7
(2.0/1.2)		 15775 736 9279
발명강10 51 28 21 988 1421 11.1 1.7
(2.0/1.2)		 15773 836 9278
발명강11 64 20 16 65 1185 12.6 1.3
(1.5/1.2)		 14931 912 11485
발명강12 52 25 23 945 1266 13.3 1.7
(2.0/1.2)		 16838 745 9905
비교강1 57 20 23 620 895 15.7 1.3
(1.5/1.2)		 14052 688 10809
비교강2 85 5 10 655 972 13.1 1.3
(1.5/1.2)		 12733 748 9795
비교강3 81 7 12 701 983 14.2 1.3
(1.5/1.2)		 13959 756 10737
비교강4 78 10 12 694 994 13.7 1.3
(1.5/1.2)		 13618 765 10475
비교강5 61 11 28 623 975 14.8 1.3
(1.5/1.2)		 14430 750 11100
비교강6 60 15 25 645 982 15.3 1.3
(1.5/1.2)		 15025 755 11558
비교강7 61 19 20 729 964 14.3 1.3
(1.5/1.2)		 13785 742 10604
비교강8 82 7 11 712 955 14.2 1.3
(1.5/1.2)		 13561 735 10432
비교강9 10 40 50 785 1225 13.3 4.5
(4.5/1.0)		 16293 272 3621
비교강10 8 42 50 793 1258 13.8 4.5
(4.5/1.0)		 17360 280 3858
비교강11 15 53 32 1121 1490 12.8 6.0
(6.0/1.0)		 19072 248 3179
비교강12 12 60 28 1052 1450 12.1 5.0
(6.0/1.2)		 17545 290 3509
비교강13 5 90 5 1117 1285 6.2 1.0
(1.0/1)		 7967 1285 7967
비교강14 5 90 5 1135 1310 6.1 1.0
(1.0/1)		 7991 1310 7991
단, B조직은 베이나이트 조직, M조직은 마르텐사이트 조직, F조직은 페라이트 조직,
관계식 2는 인장강도×연신율/굽힘가공성,
R은 최소곡률반경(mm), t는 강판두께(mm) 임.
상기 표 1 내지 4에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제시하는 조성성분 범위와 제조조건을 만족하도록 제조된 발명강 1 내지 12는 베이나이트 조직이 40~70면적%의 분율을 이루고 있으며, 인장강도가 1GPa 이상이고, 이와 동시에 관계식 2의 값 즉, 인장강도×연신율/굽힘가공성의 값이 9000이상임을 나타내고 있다. 이는 본 발명강들이 프레스 성형성 및 롤포밍 성형성이 우수함을 나타내는 결과이다.
그러나, 비교강 2 내지 4, 8 내지 14는 본 발명의 조성성분 범위와 제조조건을 만족하지 않아 베이나이트 조직을 본 발명이 제안하는 조건으로 함유하고 있지 않으며, 이에 따라 인장강도가 1GPa 이하의 수준을 이루고 있거나 관계식 2의 값이 9000 미만이었다. 본 발명의 미세조직 분율을 만족하는 비교강 1, 5 내지 7 또한 관계식 2의 값은 만족하나, 인장강도가 낮은 수준을 이루고 있음을 알 수 있다.
도 1은 인장강도×연신율 값과 인장강도/굽힘가공성의 값의 관계를 나타낸 그래프이다. 일반적으로, 인장강도와 연신율은 음의 상관관계를 가지므로 인장강도가 높아지면 연신율은 낮아지게 되며, 연신율이 낮아짐에 따라 굽힘가공성 또한 감소하게 된다. 그러나, 도 1에서 알 수 있듯이, 본 발명에 부합되는 발명강들은 인장강도×연신율 값과 인장강도/굽힘가공성의 값 모두 높은 수준을 이루고 있어, 프레스 성형성과 롤 포밍 성형성 모두 우수함을 알 수 있으며, 이에 따라 자동차용 강판 등에 사용되기에 적합함을 알 수 있다.

Claims (18)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
    상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하고,
    인강강도가 1GPa이상인 동시에, 인장강도(MPa) × 연신율(%) / 굽힘가공성 ≥ 9000(MPa%)의 관계를 만족하는 초고강도 냉연강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 냉연강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 냉연강판.
  3. 제2항에 있어서, 상기 냉연강판은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 초고강도 냉연강판.
  4. 제1항에 있어서, 상기 냉연강판의 미세조직은 면적분율로 40~70%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 초고강도 냉연강판.
  5. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
    상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하고,
    인강강도가 1GPa이상인 동시에, 인장강도(MPa) × 연신율(%) / 굽힘가공성 ≥ 9000(MPa%)의 관계를 만족하는 초고강도 용융아연도금강판.
  6. 제5항에 있어서, 상기 용융아연도금강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 용융아연도금강판.
  7. 제6항에 있어서, 상기 용융아연도금강판은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 초고강도 용융아연도금강판.
  8. 제5항에 있어서, 상기 용융아연도금강판의 미세조직은 면적분율로 40~70%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 초고강도 용융아연도금강판.
  9. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하는 강재를 열간압연 및 냉간압연하는 압연단계;
    상기 압연된 강재를 770~850℃에서 소둔하는 소둔단계;
    상기 소둔된 강재를 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 범위로 급냉한 후, 상기 온도 영역에서 100 ≤ 4563 + 68C + 23Mn + 115Cr - 19.5T + 0.0208T2 ≤ 200(단, T는 베이나이트 변태시간임, 단위:초)의 관계를 만족하도록 유지하는 급냉단계; 및
    상기 급냉된 강재를 10~50℃/분의 속도로 서냉하는 서냉단계를 포함하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 냉연강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서, 상기 냉연강판은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제9항에 있어서, 상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%인 조건에서 행해지는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  13. 제9항에 있어서, 상기 급냉단계는 100~600℃/분의 냉각속도로 행해지는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  14. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하는 강재를 열간압연 및 냉간압연하는 압연단계;
    상기 압연된 강재를 770~850℃에서 소둔하는 소둔단계;
    상기 소둔된 강재를 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 범위로 급냉한 후, 상기 온도 영역에서 100 ≤ 4563 + 68C + 23Mn + 115Cr - 19.5T + 0.0208T2 ≤ 200(단, T는 베이나이트 변태시간임, 단위:초)의 관계를 만족하도록 유지하는 급냉단계; 및
    상기 급냉된 강재를 480~520℃의 융융아연도금욕에 침지하는 단계를 포함하는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  15. 제14항에 있어서, 상기 용융아연도금강판은 Nb: 0.02~0.05중량%, Mo: 0.01~0.2중량%, V: 0.01~0.2중량% 및 W: 0.01~0.2중량% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  16. 제15항에 있어서, 상기 용융아연도금강판은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  17. 제14항에 있어서, 상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%인 조건에서 행해지는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  18. 제14항에 있어서, 상기 급냉단계는 100~600℃/분의 냉각속도로 행해지는 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
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