KR20130036752A

KR20130036752A - 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR20130036752A
Application number: KR1020130033733A
Authority: KR
Inventors: 김성우; 서석종; 김기수; 조원태
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-03-28
Filing date: 2013-03-28
Publication date: 2013-04-12
Also published as: KR101428375B1

Abstract

본 발명은 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 표면품질을 향상시킨 주편을 이용하여 실수율을 향상시킬 수 있는 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET, GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SURFACE PROPERTY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

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.

일반적으로, 강의 응고시에는 C의 함량에 따라 응고거동이 다르게 나타나는데, 특히 C 함량이 0.08~0.17%의 범위에서 응고가 될 경우, 포정반응에 따른 급격한 응고수축과 델타 페라이트에서 오스테나이트로의 상변태에 따른 부피수축으로 인해서 균일한 응고층의 형성이 어렵게 된다. 이렇게 불균일한 응고가 진행될 경우, 주편 표면에는 깊은 오실레이션 마크가 발생하기 쉽고, 이러한 깊은 오실레이션 마크는 주조시 주편에 걸리는 응력과 주형과의 마찰에 의해 주편 단변부 가로크랙을 유발하게 된다.

또한, 강중에 함유된 Al이나 강도확보를 위해 첨가되는 Nb와 같은 석출원소의 경우, 응고시 입계를 따라 석출되기 쉬우며, 이로 인해 재료의 고온연성이 나빠지게 된다. 특히, 600~900℃ 영역에서는 이러한 석출물에 의한 취화영역이 나타나게 되는데 이는 연주주편의 교정부 영역의 온도로써, 낮은 고온연성에 의해 주편 코너부에 크랙이 발생할 가능성이 높게 된다.

앞서 언급한 초고강도강을 제조하기 위해 사용되는 변태조직상은 다량의 탄소와 합금원소로 인하여 이러한 불균일 응고범위에 들어가게 되고, 또한 강도 상승을 위해 Nb와 같은 석출강화 원소를 함유하고 있어, 고온연성이 열위하고, 이로 인해 대부분 주편의 표면품질이 일반강에 대비하여 열위하게 된다. 이러한 주편 표면품질 문제는 초고강도강의 생산에 있어서 열간압연이나 냉간압연시의 품질문제로 연결되거나, 심한 경우에는 후공정 생산이 불가한 경우도 발생하게 된다.

초고강도강의 제조방법에 대한 대표적인 선행기술로는 일본 공개특허공보 제2008-304626호가 있는데, 상기 특허에는 화학성분을 제어하여 인장강도 1100MPa이상의 DP강을 제조하는 방법이 개시되어 있으며, 일본 공개특허공보 제2008-068058호 및 제2007-235092호에는 잔류 오스테나이트를 활용한 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 박강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 일본 공개특허공보 제2003-092208호 및 제2004-087296호에는 잔류 오스테나이트를 활용한 인장강도 1180MPa 이상의 TRIP강 제조방법에 관하여 개시되어 있다. 그러나, 상기 발명들은 대부분 높은 강도와 연신율을 얻기 위해 제안된 것으로, 실제 상업생산시 생산성에 중요한 영향을 미치는 주편의 표면품질에 대해서는 검토가 이루어지지 않았다.

본 발명의 일측면은 성분계 및 제조조건을 제어함으로써, 주편의 단변부 및 코너부의 품질을 향상시키고, 동시에 우수한 강도를 갖는 표면품질이 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%를 포함하며, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10, 상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb+0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05, 상기 C, Mn, Si 및 Cr은 0.17 ≤ C+0.023Mn+0.062Si-0.009Cr ≤ 0.4 및 상기 Nb, C, Al 및 N은 0.2 ≤ 124(Nb×C)+2900(Al×N) ≤ 1의 관계를 만족하고, 동시에 인장강도가 1GPa이상인 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공한다.

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%를 포함하며, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10, 상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb+0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05, 상기 C, Mn, Si 및 Cr은 0.17 ≤ C+0.023Mn+0.062Si-0.009Cr ≤ 0.4 및 상기 Nb, C, Al 및 N은 0.2 ≤ 124(Nb×C)+2900(Al×N) ≤ 1의 관계를 만족하고, 동시에 인장강도가 1GPa이상인 표면품질이 우수한 초고강도 용융아연도금강판.

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%를 포함하며, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10, 상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb+0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05, 상기 C, Mn, Si 및 Cr은 0.17 ≤ C+0.023Mn+0.062Si-0.009Cr ≤ 0.4 및 상기 Nb, C, Al 및 N은 0.2 ≤ 124(Nb×C)+2900(Al×N) ≤ 1의 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 급냉하는 급냉단계; 및 상기 급냉된 강재를 10~50℃/분의 속도로 서냉하는 서냉단계를 포함하는 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%이며, 잔부가 질소인 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%를 포함하며, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10, 상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb+0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05, 상기 C, Mn, Si 및 Cr은 0.17 ≤ C+0.023Mn+0.062Si-0.009Cr ≤ 0.4 및 상기 Nb, C, Al 및 N은 0.2 ≤ 124(Nb×C)+2900(Al×N) ≤ 1의 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 급냉하는 급냉단계; 및 상기 급냉된 강재를 480~520℃의 융융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계를 포함하는 표면품질이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일측면에 따르면, 주편의 표면 품질을 향상시킴에 따라 실수율을 높일 수 있으며, 동시에 1GPa이상의 초고강도를 가지는 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.

도 1은 실시예 비교예 3의 단변부를 나타내는 사진이다.
도 2는 실시예 비교예 10의 코너부를 나타내는 사진이다.

일반적으로 자동차용 고강도강은 강도와 굽힘가공성, 용접성 등 여러가지 특징을 만족시키기 위하여, 강중의 C, Mn, Si, Cr, Nb, B 등 여러가지 합금원소가 사용된다. 이러한 합금원소에 따라, 고강도강은 주편을 생산하는 연주공정 중에서 불균일 응고가 일어나 주편의 단변부에 크랙이나 깊은 오실레이션 마크로 인해 주편의 품질저하가 발생하게 되며, Al, Nb 등과 같은 탄화 또는 질화 석출물 형성원소로 인하여 주편의 코너부에 크랙이 발생하게 된다. 이러한 주편 표면에 존재하는 크랙은 후공정에서 에지 크랙(edge crack)이나 에지 스캡(edge scab)과 같은 불량으로 이어져, 초고강도강의 생산을 불가능하게 하거나, 실수율 저하를 유발하게 된다.

이에, 본 발명자들은 초고강도를 가지면서도 주편의 표면품질이 우수한 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조하기 위한 연구를 행하던 중, 성분계와 제조조건을 적절하게 제어함으로써, 1GPa이상의 우수한 강도를 지니면서도 주편의 단변부 및 코너부의 품질이 향상된 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조할 수 있다는 사실을 인지하고, 관련 실험을 통해 본 발명을 완성하게 되었다.

C(탄소) : 0.1~0.3중량%

C는 변태조직강에서 강도확보를 위한 중요한 원소이다. 상기 C의 함량은 0.1~0.3%가 바람직하며, 0.1%미만의 탄소함량에서는 인장강도 1GPa이상을 확보하기 어렵고, 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, 0.01%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 발명의 냉연강판 및 용융아연도금강판은 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.

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 기대하기 어려우며, 0.05를 초과하는 경우에는 상기 효과에 대비하여 지나치게 제조원가가 상승하게 된다.

본 발명이 제안하는 냉연강판 및 용융아연도금강판은 0.17 ≤ C+0.023Mn+0.062Si-0.009Cr ≤ 0.4의 관계를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계식은 불균일 응고가 일어나는 성분의 적절한 범위를 실험적으로 도출하여 규정한 식으로서, 상기 조건을 만족할 경우, 포정반응에 의한 응고수축량이 감소하여 우수한 주편의 단변부 품질을 확보할 수 있다. 그러나, 상기 관계식의 값이 0.17 미만인 경우, 응고시 불균일 응고가 발생할 수 있는 범위로써, 주편의 단변부 품질이 나빠지게 되며, 0.4를 초과하게 될 경우에는 고액공존 영역의 증가로 주편의 내부크랙이 발생할 가능성이 높아지게 된다.

상기와 같이, 주편의 표면 품질을 향상시킴에 따라, 주편을 버리거나 재활용하는 일없이 상기 주편을 이용하여 냉연강판을 제조할 수 있어, 제조비용을 절감시키고, 생산성 또한 향상시킬 수 있다.

본 발명의 냉연강판 및 용융아연도금강판은 0.2 ≤ 124(Nb×C)+2900(Al×N) ≤ 1의 관계를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계식은 NbC와 AlN 석출물 형성에 따른 고온취화거동을 각각의 성분으로 규정한 식으로서, 상기 조건을 만족할 경우, 재료의 고온취화현상을 약화시켜 주편 코너부의 크랙 발생을 억제할 수 있다. 한편, 상기 식의 값이 0.2미만인 경우, 석출물에 의한 강화효과가 부족하여 최종 소재의 강도를 1GPa 이상으로 확보하는 것이 어렵게 된다.

1을 초과하게 될 경우에는 다량의 NbC와 AlN의 석출에 의해 주편이 교정되는 600~900℃ 부근에서 재료의 취화가 심하게 발생하기 때문에, 주편 코너부의 크랙 발생이 증가하게 된다.

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.

상기한 본 발명의 냉연강판 및 용융아연도금강판은 1GPa이상의 인장강도를 갖게 된다.

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 적절하게 사용될 수 있다.

이후, 상기 소둔된 강재를 급냉대 즉, 냉각정지온도범위까지 급냉하게 된다. 급냉대란 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 범위를 의미하며, 상기 냉각을 통해, 적절한 범위의 미세조직 분율을 확보할 수 있다. 이 때, 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 경질상의 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.

본 발명의 용융아연도금강판의 제조방법은 상기 급냉공정을 거친 후, 급냉된 강재를 480~520℃의 융융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 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 발생한다.

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 제조한 뒤, 10m 주편의 양측 및 4군데의 코너부를 기준으로 관찰한 크랙의 수준을 4단계(매우양호, 양호, 보통, 불량)로 평가하여, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 보다 상세한 주편의 표면 품질 구분 기준은 하기 표 5에 나타내었다. 이후, 상기 제조된 슬라브를 통상적인 조건으로 열간압연 및 냉간압연한 후, 하기 표 3의 조건으로 소둔 및 냉각처리하였다. 이 때, 소둔처리시 분위기는 수소와 질소였다.

구분	화학 조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	B (ppm)
발명예1	0.12	0.1	2.7	0.01	0.003	0.02	1.0	20
발명예2	0.15	0.1	2.6	0.01	0.003	0.02	0.7	20
발명예3	0.17	0.1	2.5	0.01	0.003	0.02	0.5	20
발명예4	0.14	0.1	2.5	0.01	0.003	0.02	0.7	20
발명예5	0.1	0.5	2.8	0.01	0.003	0.02	0.5	20
발명예6	0.1	0.5	2.8	0.01	0.003	0.025	0.7	20
발명예7	0.12	0.5	3.0	0.01	0.002	0.02	0.5	20
발명예8	0.2	0.1	2.3	0.01	0.002	0.03	0.7	20
발명예9	0.14	0.5	2.5	0.01	0.002	0.02	0.7	20
비교예1	0.13	0.5	2.5	0.01	0.03	0.03	1.0	0
비교예2	0.1	0.5	2.8	0.01	0.002	0.04	0.5	20
비교예3	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.02	1.0	20
비교예4	0.08	0.1	2.8	0.01	0.003	0.025	1.0	20
비교예5	0.11	0.1	2.6	0.01	0.003	0.02	1.0	20
비교예6	0.1	0.01	2.8	0.01	0.004	0.03	1.2	20
비교예7	0.15	0.1	2.7	0.01	0.003	0.04	0.7	20
비교예8	0.1	0.5	2.8	0.01	0.002	0.04	0.5	20
비교예9	0.2	0.1	2.3	0.01	0.002	0.03	0.7	20
비교예10	0.17	0.1	2.5	0.01	0.003	0.05	0.5	20
비교예11	0.15	0.1	2.7	0.01	0.003	0.03	0.5	20

구분	화학 조성(중량%)
구분	Ti	N (ppm)	Nb	Mo	V	W	Ti/N	관계식1	관계식2
발명예1	0.02	40	0.05	-	-	-	5	0.179	0.98
발명예2	0.02	40	0.04	-	-	-	5	0.210	0.98
발명예3	0.02	50	0.03	-	-	-	4	0.229	0.92
발명예4	0.02	50	0.025	-	0.03	-	4	0.197	0.72
발명예5	0.025	50	0.04	-	-	-	5	0.195	0.79
발명예6	0.03	40	0.05	-	-	-	7.5	0.189	0.91
발명예7	0.03	50	0.04	-	-	-	6	0.216	0.89
발명예8	0.02	40	0.02	0.03	-	-	5	0.253	0.84
발명예9	0.02	40	-	0.05	0.03	0.03	5	0.222	0.23
비교예1	0.02	50	0.03	-	-	-	4	0.210	0.92
비교예2	0.01	50	0.03	-	-	-	2	0.191	0.95
비교예3	0.02	40	0.05	-	-	-	5	0.159	0.85
비교예4	0.02	40	0.05	-	-	-	5	0.142	0.79
비교예5	0.02	50	0.05	-	-	-	4	0.167	0.97
비교예6	0.02	40	0.05	-	-	-	5	0.154	0.92
비교예7	0.02	40	0.06	-	-	-	5	0.212	4.58
비교예8	0.02	60	0.03	-	-	-	3.33	0.191	1.07
비교예9	0.02	50	0.06	-	-	-	4	0.253	1.92
비교예10	0.02	100	0.05	-	-	-	2	0.229	1.87
비교예11	0.02	40	0.1	-	-	-	5	0.214	1.54
단, 관계식 1은 C+0.023Mn+0.062Si-0.009Cr, 관계식 2는 124(Nb×C)+2900(Al×N) 임.

구분	소둔온도 (℃)	소둔분위기 (수소농도, %)	급냉속도 (℃/분)	급냉대 (℃)	서냉속도 (℃/분)
발명예1	840	40	300	460	20
발명예2	840	40	300	460	20
발명예3	840	40	300	460	20
발명예4	840	40	300	460	20
발명예5	820	30	270	460	30
발명예6	820	30	270	460	30
발명예7	820	40	270	460	30
발명예8	800	40	240	440	20
발명예9	800	40	240	440	20
비교예1	840	30	300	460	20
비교예2	840	30	300	460	20
비교예3	820	30	270	460	30
비교예4	820	40	270	460	30
비교예5	820	25	270	460	30
비교예6	840	30	300	480	30
비교예7	840	30	330	430	30
비교예8	840	30	330	430	20
비교예9	800	40	240	480	20
비교예10	800	40	240	480	20
비교예11	800	40	240	480	20
단, 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.

구분	슬라브 단변부 크랙	슬라브 코너 크랙	B조직 (면적%)	M조직 (면적%)	F조직 (면적%)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	연신율 (%)
발명예1	○	○	55	20	25	912	1255	6
발명예2	◎	○	65	14	21	860	1195	8
발명예3	◎	○	58	18	24	901	1230	7
발명예4	○	◎	62	13	25	863	1186	8
발명예5	○	◎	59	19	22	760	1203	9
발명예6	○	○	60	21	19	885	1210	7
발명예7	◎	○	52	25	23	785	1245	7
발명예8	◎	○	48	29	23	912	1270	7
발명예9	◎	◎	61	20	19	862	1197	8
비교예1	○	○	81	5	14	703	975	10
비교예2	○	○	74	8	18	730	994	11
비교예3	×	○	58	16	26	875	1203	7
비교예4	×	○	63	9	28	840	1165	8
비교예5	△	○	55	13	32	877	1199	8
비교예6	×	○	62	17	21	888	1205	7
비교예7	○	×	60	22	18	905	1220	7
비교예8	○	×	59	22	19	894	1210	7
비교예9	○	×	48	29	23	945	1305	6
비교예10	◎	×	52	27	21	921	1276	6
비교예11	○	×	50	24	26	907	1233	7

품질수준	단변부 크랙(주편의 10m 양측기준)	코너부 크랙(주편의 10m 코너부 기준)
매우양호(◎)	크랙발생 없음	크랙발생 없음
양호(○)	5mm 이하의 크랙 2개 이하	2mm 이하의 크랙 2개 이하
보통(△)	양호와 불량의 중간수준	양호와 불량의 중간수준
불량(×)	10mm 이상의 크랙 5개 이상	5mm 이상의 크랙 5개 이상

상기 표 4에서 알 수 있듯이, 본 발명의 성분계 및 제조조건에 부합하는 발명예 1 내지 9는 주편 상태에서의 표면 품질이 단변와 코너부 모두 우수한 결과를 나타내고 있음을 알 수 있으며, 인장강도 또한 1GPa이상의 고강도를 지니고 있다.

반면, 비교예 1 및 2의 경우에는 슬라브 표면 품질은 양호하나, 본 발명에서 한정하는 B의 함량 범위와 Ti/N 범위에 만족하지 않아, 강도를 일정 수준 이상으로 확보하기 곤란하였으며, 비교예 3 내지 6의 경우에는 주편 표면품질에 관한 관계식(C+0.023Mn+0.062Si-0.009Cr)을 만족하지 않음에 따라 연주시 불균일 응고에 의해 주편의 단변부에 크랙이 발생하였다. 이 중, 비교예 3의 단변부 크랙의 사진을 도 1에 나타내었으며, 도 1에 알 수 있는 바와 같이, 주편 단변부에 크랙이 상당히 발생하였음을 알 수 있다.

비교예 7 내지 11의 경우에도 주편 표면품질에 관한 관계식(124(Nb×C)+2900(Al×N))을 만족하지 않아, 재료의 고온연성 저하에 따른 주편의 코너크랙이 발생하였다. 도 2는 비교예 10의 코너부 크랙을 나타내는 사진으로서, 비교예 10 또한 주편의 코너부에서 상당량의 크랙이 관찰되었다.

Claims

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%를 포함하며, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10,
상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb+0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05,
상기 C, Mn, Si 및 Cr은 0.17 ≤ C+0.023Mn+0.062Si-0.009Cr ≤ 0.4 및
상기 Nb, C, Al 및 N은 0.2 ≤ 124(Nb×C)+2900(Al×N) ≤ 1의 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 급냉하는 급냉단계; 및
상기 급냉된 강재를 480~520℃의 융융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계를 포함하는 표면품질이 우수한 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법.