KR20130056051A - 슬라브 코너크랙이 없는 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명의 일측면인 초고강도 강판은 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, Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2% 중 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Nb, Al, Ti, B 및 N는 4.2*C + 141*Nb + 3.4*Al - 0.98*Ti + 14.3*B + 885*N < 12를 만족하는 것이 바람직하다. 본 발명의 다른 일측면인 초고강도 강판의 제조방법은 상기 성분계를 만족하는 강판을 770~850℃에서 소둔하는 단계, 상기 소둔된 강판을 100~600℃/min의 냉각속도로 냉각하여 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs)에서 냉각을 정지하는 단계를 포함할 수 있다.

Description

슬라브 코너크랙이 없는 초고강도 강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH STEEL SHEET WITHOUT CRACK OF SLAB CORNER AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}

본 발명은 자동차용 강판 등에 사용할 수 있는 초고강도 강판 및 그 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.

이를 해결하기 위하여, 제안된 기술이 변태조직을 활용하는 변태강화강에 관한 것이다. 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 마르텐사이트가 미세 균질하게 분산되어 고강도와 연성을 확보하는 강종이다. CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb등의 석출경화원소를 포함하는 강종이다. TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공하면 마르텐사이트 변태를 일으켜 강도와 연성을 확보하는 강종이다.

또한, 자동차용 고강도강(AHSS)으로 사용되는 변태조직강은 경화능 확보를 위한 C, Mn, B 외에도, 강도 확보를 위한 Nb, Ti 등 많은 합금원소를 포함하여 제조하는 것이 일반적이다. 이러한 합금원소중 Nb, Al, Ti, B 같은 원소는 강중에 존재하는 C, N와 반응하여 응고 중 석출물을 형성하게 되는데, 이러한 석출물이 입계를 따라 석출하는 경우에는 고온변형시 국부적인 응력집중으로 입계가 취약해 짐으로써 석출온도대인 600~900도 영역에서 고온연성을 저하시키게 된다.

슬라브 주조시 경제성을 고려하여 대부분 수직만곡형 혹은 만곡형 연주기를 사용하기 때문에, 재료의 고온연성이 낮을 경우, 슬라브 교정역(unbending)에서 발생하는 변형에 기인한 슬라브 크랙이 발생하기 쉬우며, 특히나 온도강하가 심하게 나타나는 코너부에서 주로 나타난다. 이런 슬라브 코너크랙은 고강도강처럼 합금원소가 많이 포함된 강의 생산시 가장 빈번히 발생하는 문제이다. 크랙 제거를 위한 추가 공정의 필요로 생산성이 떨어지고, 또한 후공정시 에지부(edge) 표면결함으로 나타남으로써 실수율을 떨어뜨리는 문제점이 있다.

초고강도강의 제조방법에 대한 종래의 제안된 기술을 검토하여 보면, 특허문헌 1은 성분계를 제어함으로써 인장강도 1100MPa이상의 DP강의 제조법을 제시하고 있으며, 특허문헌 2 및 3은 잔류 오스테나이트를 활용한 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 박강판 제조방법을 제시하고 있다. 그리고, 특허문헌 4 및 5는 잔류오스테나이트를 활용한 인장강도 1180MPa 이상의 TRIP강의 제조방법에 대해 제시하고 있다. 그러나, 이러한 기술은 대부분 최종 소재의 높은 강도와 연신율을 얻기 위한 방안으로 제시되었으나, 실제 제품생산시 생산성에 중요한 영향을 미치는 주편의 표면품질에 대해서는 검토가 이루어지지 않았다. 더불어, 특허문헌 6에는 성분 및 주조조건에 따른 표면품질이 양호한 슬라브 제조법에 대해 언급하지만, 적용되는 재료의 강도가 590MPa급이며, 성분 또한 Al과 N로만 나타냄으로써, GPa급을 목표로하는 다수의 합금원소가 첨가된 고합금강에는 적용하기 어려움이 있다.

일본 특허공개 2008-304626호 일본 특허공개 2008-068058호 일본 특허공개 2007-235092호 일본 특허공개 2003-092208호 일본 특허공개 2004-087296호 일본 특허공개 2007-216247호

본 발명은 인장강도 1GPa 이상의 초고강도 강판에 관한 것으로, 슬라브 상태의 고온연성이 우수하여 코너크랙 발생이 없는 초고강도 강판을 제공하고자 한다.

본 발명의 일측면인 초고강도 강판은 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, Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2% 중 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Nb, Al, Ti, B 및 N는 4.2*C + 141*Nb + 3.4*Al - 0.98*Ti + 14.3*B + 885*N < 12를 만족하는 것이 바람직하다.

본 발명의 다른 일측면인 초고강도 강판의 제조방법은 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, Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2% 중 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Nb, Al, Ti, B 및 N는 4.2*C + 141*Nb + 3.4*Al - 0.98*Ti + 14.3*B + 885*N < 12를 만족하는 강판을 770~850℃에서 소둔하는 단계, 상기 소둔된 강판을 100~600℃/min의 냉각속도로 냉각하여 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs)에서 냉각을 정지하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 강의 성분계 및 슬라브의 코너부 크랙품질에 관한 관계식1을 제어하여, 각각의 성분 범위를 설정하고, 상술한 제조조건에 따라서 강판을 제조하면, 슬라브의 코너부 크랙이 발생하지 않고, 인장강도가 1GPa 이상이며, 경제성이 우수한 초고강도 강판을 용이하게 생산할 수 있다.

도 1은 관계식1과 700℃에서의 감면율(고온연성)에 따른 슬라브 코너크랙의 상관관계를 나타내는 그래프이다.

본 발명자들은 초고강도를 확보하면서도 슬라브의 코너크랙에 대한 저항성이 우수한 냉연강판 또는 용융아연도금강판을 도출해내기 위하여 연구를 거듭한 결과, 성분계와 제조조건을 적절하게 제어하고, 특히, C, Nb, Al, Ti, B 및 N과 관련된 석출물을 제어함으로서, 슬라브의 고온연성을 증대시켜, 슬라브의 코너크랙 발생을 저감시킬 수 있음을 인지하여, 1 GPa이상의 우수한 인장강도를 확보하면서도 슬라브의 코너크랙이 없는 냉연강판 또는 용융아연도금강판을 제조할 수 있다는 사실을 확인하여, 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일측면인 초고강도 강판의 성분계에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.1~0.3 중량%

C는 변태조직강에서 강도확보를 위해 첨가되는 중요한 원소이다. C의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 상술하는 효과를 확보하지 못하여, 본 발명이 의도하고자 하는 1 GPa 이상의 인장강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 C의 함량이 0.3 중량%를 초과하는 경우에는 강판의 연성과 굽힘가공성 및 용접성이 열위되어 자동차용 강판에 적용하기 어려운 문제점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.1~0.3 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.1~1.5 중량%

Si은 강재의 강도 및 연신율을 향상시킬 수 있는 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 상술하는 효과를 확보하지 못한다. 반면에, 그 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우에는 표면품질과 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐 아니라, 도금강판의 미도금을 유발하는 산화물을 표면에 형성시켜 미도금과 도금박리와 같은 표면결함을 유발한다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~1.5 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 2.0~3.0 중량%

Mn은 강재 내에 존재할 경우 고용강화에 큰 역할을 할 수 있는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 2.0 중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Mn의 함량이 3.0 중량%를 초과하는 경우에는 용접성과 냉간압연 부하증가 등의 문제가 발생될 가능성이 높을 뿐 아니라, 조대한 소둔농화물 형성으로 도금강판의 표면결함을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 2.0~3.0 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.001~0.10 중량%

P는 강판을 강화시키는데 역할을 할 수 있는 원소이다. 상기 P의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에느 상술하는 효과를 도출할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기할 수 있다. 반면에. 그 함량이 0.10 중량%를 초과하는 경우에는 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.001~0.10 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.010 중량% 이하

S는 불가피하게 함유되는 불순물이며, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소로서 본 발명에서는 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 S 함량의 상한은 0.010 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.01~0.1 중량%

Al은 강중 산소와 결합하여 탈산 작용을 하고 Si과 같이 페라이트내 C를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, Al의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우에는 슬라브 표면 품질을 저하시키고, 제조비용이 증가하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.3~1.0 중량%

Cr은 강의 경화능을 향상시키고 강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소이다. 특히, 본 발명에서는 페라이트 변태 지연을 통하여 베이나이트 형성을 유도하는 원소로서 역할을 한다. 상기 Cr의 함량이 0.3 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 발휘할 수 없다. 반면에, 그 함량이 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고, 냉간압연 부하가 증가될 뿐만 아니라 제조원가가 크게 증가하게 된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.3~1.0 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

보론(B): 0.0010~0.0030 중량%

B는 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소이다. 상기 B의 함량이 0.0010 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 발휘할 수 없다. 반면에, 그 함량이 0.0030 중량%를 초과하는 경우에는 B의 입계편석으로 인해 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 과도한 표면 농화물의 형성으로 도금결함을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0010~0.0030 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.01~0.1 중량%

Ti는 강판의 강도 상승 및 강중에 존재하는 N의 스케빈징을 위하여 첨가되는 원소로서, Ti의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵다. 반면에 Ti의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우에는 연속주조공정 중 노즐막힘등의 공정결함을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.01~0.1 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.001~0.01 중량%

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 중량% 미만인 경우에는 과도한 탈가스 처리를 요하게 되어, 제조원가 상승을 유발하게 되고, 0.01 중량%를 초과하면 AlN, TiN 등의 석출물 과다 형성으로 고온연성을 저하시키게 된다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

본 발명의 일측면인 강판은 상기 성분계를 포함하며, Nb, Mo, V 및 W 중 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.

니오븀(Nb): 0.02~0.05 중량%

Nb는 강판의 강도를 상승시키고, 결정립의 미세화를 위해 첨가된 원소이다. 상기 Nb의 함량이 0.02 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Nb의 함량이 0.05 중량%를 초과하는 경우에는 제조비용을 상승시키고, 과다한 석출물로 인하여 굽힘가공성과 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.02~0.05 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 및 텅스텐(W): 각각 0.01~0.2중량%

Mo, V, W는 상기 Nb와 유사한 역할을 하는 원소로서, 0.01 중량% 미만인 경우에는 강도 상승 및 결정립 미세화 효과를 얻기 어려우며, 0.2 중량%를 초과하는 경우에는 강도효과에 대비하여 제조비용이 지나치게 상승하게 된다. 따라서, 상기 Mo, V 및 W의 함량은 각각 0.01~0.2 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

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.

더불어, 상기 C, Nb, Al, Ti, B 및 N는 4.2*C + 141*Nb + 3.4*Al - 0.98*Ti + 14.3*B + 885*N < 12를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계식은 석출물을 형성할 수 있는 Nb, Al, Ti, B 및 이와 반응하는 C, N의 함량에 따른 응고시 생성되는 석출물의 양을 잔사분석을 통하여 실험적으로 도출된 식으로, 상기의 관계식의 값이 12 미만이 될 경우에는 단위면적 당 석출물의 양이 적어, 600~900℃ 범위에서의 고온연성(R/A)값이 40%이상으로 충분한 연성에 따른 주조후 양호한 코너부 품질을 확보할 수 있으나, 12 이상이 될 경우에는 면적대비 석출물 양의 증가로 600~900℃ 범위에서의 고온연성값이 40% 미만으로 주조시 동반되는 변형에 의해 코너크랙이 발생하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C, Nb, Al, Ti, B 및 N이 상기 관계식을 만족되도록 포함되는 것이 필요하다.

추가적으로, 상기 Ti 및 N는 3.4 = Ti/N 를 만족하는 것이 바람직하다. 강중 Ti은 강판의 강도 상승 및 강중에 존재하는 N의 스케빈징을 위하여 첨가되는 원소이며, 그 함량은 Ti/N ≥ 3.4 를 만족하는 것이 바람직 하다. Ti/N 비율이 3.4 미만인 경우에 용존 N의 양에 비하여 Ti 첨가량이 부족하여, 잔류 N에 의한 BN등의 형성으로 B첨가에 의한 강도상승 효과를 떨어뜨려 강도저하 발생할 수 있다. 더불어, 상기 Ti/N 비율의 상한은 특별히 한정될 필요는 없으나, 탈질처리 비용이 증가하고, 연주공정에서 노즐막힘등을 유발할 가능성을 고려하여 그 상한은 10으로 제어할 수 있다.

더불어, 상기 Nb, Mo, V 및 W은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) 의 관계를 만족하는 것이 바람직한데, 0.02 미만인 경우에는 결정립 미세화 및 석출강화 효과를 기대하기 어렵다. 상한은 특별히 한정될 필요는 없으나, 효과 대비하여 제조원가를 고려하여 그 상한은 0.05로 제어할 수 있다.

상기 성분계를 만족하는 강판의 미세조직은 베이나이트 40~70 면적% 및 잔부 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 베이나이트의 분율이 40 면적% 미만인 경우 굽힘가공성이 저하되며, 70 면적%를 초과하는 경우 1Gpa 이상의 높은 인장강도를 실현하기 어렵다. 상기 페라이트 및 마르텐사이트 조직의 분율은 특별히 한정하지는 않으나, 우수한 강도, 연성 및 굽힘가공성을 확보하기 위하여, 페라이트 조직은 10~40 면적%, 마르텐사이트 조직은 15~30 면적%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 중 1종일 수 있다. 본 발명의 냉연강판 및 용융아연도금강판은 1GPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 초고강도 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

상기 본 발명의 조성성분 및 범위를 만족하는 강재를 통상적인 조건으로 열간압연 및 냉간압연한다. 이후, 상기 압연된 강재를 소둔하는 것이 바람직하다. 상기 소둔온도가 770℃ 미만인 경우에는 페라이트 조직 분율이 40%를 초과하여 강판의 강도확보가 어렵고, 굽힘가공성이 저하된다. 반면에, 상기 소둔온도가 850℃를 초과하는 경우 강판의 굽힘가공성은 개선되나, 고온소둔에서 발생하는 Si, Mn, B등의 표면 농화물의 양이 크게 증가하여 미도금 결함이 다량으로 발생하는 문제가 있다. 따라서, 상기 소둔단계는 770~850℃에서 실시되는 것이 바람직하다.

또한, 상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%, 잔부가 질소로 구성된 분위기 조건에서 실시되는 것이 바람직하다. 수소농도가 5% 미만인 경우에는 강중에 함유된 Si, Mn, B와 같은 산소친화력이 큰 원소들의 표면농화물 발생이 용이하여 덴트와 도금결함을 유발할 수 있다. 반면에, 수소농도가 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.

상기 소둔된 강판을 냉각하는 것이 바람직하다. 이 때, 상기 1차 냉각은 100~600℃/min의 속도로 냉각을 실시하는 것이 바람직한다. 상기 냉각속도가 100℃/min 미만인 경우에는 페라이트와 펄라이트의 형성으로 인해 본 발명에서 의도하고자 하는 강도를 확보할 수 없다. 반면에, 상기 냉각속도가 600℃/min을 초과하는 경우, 과도한 경질상의 생성으로 연신율 저하가 발생할 뿐 아니라, 형상 불량등의 문제를 발생시킬 수 있다. 다만, 냉각정지온도는 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs) 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 냉각을 통해, 적절한 범위의 미세조직 분율을 확보할 수 있다.

본 발명의 냉연강판의 제조방법은 상기 공정을 거친 후, 상기 냉각된 강판을 10℃/min 이하의 속도로 2차 냉각할 수 있다. 상기 냉각속도가 10℃/min 를 초과하는 경우에는 베이나이트를 40% 이상 확보할 수 없어 굽힘가공성이 저하되는 문제가 발생한다.

또한, 본 발명의 용융아연도금강판의 제조방법은 상기 1차 냉각공정을 거친 후, 냉각된 강재를 480~520℃의 융융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 공정을 포함할 수 있다. 상기 도금욕의 온도가 480℃미만인 경우, 합금화 억제층의 형성이 부족하여 도금박리를 유발할 수 있으며, 520℃를 초과할 경우, 드로스(Dross) 발생이 증가하는 문제점이 발생한다.

상기 제조방법에 의하여 냉연강판 또는 용융아연도금강판을 제조할 수 있으며, 상기 냉연강판 또는 용융아연도금강판은 1 GPa 이상의 인장강도를 확보할 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 1 및 2에 나타낸 바와 같은 성분계를 만족하는 슬라브를 제조하고, 이를 열간 및 냉간압연 후, 780~850℃의 온도로 소둔하고, 마르텐사이트 개시온도보다 높은 온도로 냉각하는 조건으로 제조하였다.

상기 제조된 슬라브(10m)의 4군데 코너부를 기준으로 관찰한 코너크랙의 수준을 3단계(매우양호, 양호, 불량)로 평가하였으며, 고온연성(R/A)값을 측정하여 표 2에 나타내었다. 고온연성(R/A)평가를 위해 적용된 온도 및 변형 조건은 연주시 교정역에서 변형이 인가되는 지점에서의 슬라브 코너부 온도영역(600~900℃)에서 평가를 실시하였으며, 변형속도 역시 슬라브의 변형속도와 유사 범위에서 실시하여, 초기 단면적 대비 파단시 단면수축율을 측정하였으며 시험온도영역에서 나타는 최저값을 고온연성 값으로 사용하였다. 또한, 코너크랙 수준의 구분기준은 하기 표 3에 나타내었다.

또한, 최종적으로 생산된 냉연강판 및 용융아연도금강판의 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EL)값을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.

그리고, 발명예 및 비교예에 대하여, 관계식1과 700℃에서의 감면율(고온연성)에 따른 슬라브 코너크랙의 상관관계를 나타내는 그래프를 도 1에 나타내었다.

(단, 각 원소의 단위는 중량%이다.)

(단, 각 원소의 단위는 중량%이고, 관계식 1은 4.2*C + 141*Nb + 3.4*Al - 0.98*Ti + 14.3*B + 885*N이다.)

품질수준	코너부크랙(슬라브(10m) 코너부 기준)
매우양호	크랙발생 없음
양호	2mm 이하의 크랙 2개 이하
불량	5mm 이상의 크랙 5개 이상

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 9는 본 발명에서 제어하는 성분계 및 관계식 1을 만족하는 실시예로서, 슬라브의 코너품질이 양호한 상태임을 확인할 수 있었으며, 최종 제조된 강판의 인장강도가 1GPa 이상임을 확인할 수 있었다.

반면, 비교예 1 내지 5는 본 발명에서 제한하는 슬라브 코너품질에 관한 관계식 1은 만족하여 슬라브 상태에서의 코너품질은 양호하나, 본 발명에서 제한하는 성분계를 만족하지 못하여, 본 발명이 목표로 하는 1GPa 이상의 인장강도를 확보할 수 없었다. 또한, 비교예 6 내지 12는 본 발명에서 제한하는 성분계를 만족하여, 본 발명이 목표로 하는 1GPa 이상의 인장강도는 확보할 수 있었으나, 관계식 1은 만족하지 못하여, 슬라브 상태에서의 코너품질이 양호하지 못함을 확인할 수 있었다.

비교강 15~21번의 경우에는 본 발명의 성분범위를 만족하여 최종 냉연 도금제품에성의 재질은 본 발명강의 목표인 인장강도 1Gpa을 만족하나, 관계식1의 값이 12이상으로 슬라브 상태에서의 코너부 크랙발생이 심하였다.

도 1에 도시한 바와 같이, 발명예 및 비교예의 관계식1의 값에 따른 고온연성(R/A) 값과 해당 성분계로 생산된 슬라브의 코너부 품질수준을 구분하여 나타내었다. 관계식 1의 값이 12 미만의 경우 고온연성값이 40% 이상이며, 이 경우에는 슬라브 코너부 품질이 양호하였으나, 관계식 1의 값이 12 이상의 경우에는 고온연성값이 40% 미만이고, 슬라브 코너부 품질도 불량하였다.

Claims (11)

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%를 포함하며, Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2% 중 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Nb, Al, Ti, B 및 N는 4.2*C + 141*Nb + 3.4*Al - 0.98*Ti + 14.3*B + 885*N < 12를 만족하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
   
2. 청구항 1에 있어서, 상기 Ti 및 N는 3.4 ≤ Ti/N 를 만족하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
   
3. 청구항 1에 있어서, 상기 Nb, Mo, V 및 W은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) 을 만족하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
   
4. 청구항 1에 있어서, 상기 강판의 미세조직은 베이나이트 40~70% 및 잔부 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
   
5. 청구항 1 내지 4 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 중 1종인 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
   
6. 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, Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2% 중 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Nb, Al, Ti, B 및 N는 4.2*C + 141*Nb + 3.4*Al - 0.98*Ti + 14.3*B + 885*N < 12를 만족하는 강판을 770~850℃에서 소둔하는 단계;
   상기 소둔된 강판을 100~600℃/min의 냉각속도로 냉각하여 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms) ~ 베이나이트 변태개시 온도(Bs)에서 냉각을 정지하는 단계를 포함하는 초고강도 강판의 제조방법.
   
7. 청구항 6에 있어서, 상기 냉각하는 단계 후, 상기 강판을 10℃/min 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 강판의 제조방법.
   
8. 청구항 6에 있어서, 상기 냉각하는 단계 후, 상기 강판을 480~520℃의 도금욕에 인입하여, 용융아연도금 강판을 제조하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판의 제조방법.
   
9. 청구항 6 내지 8 중 어느 한 항에 있어서, 상기 Ti 및 N는 3.4 ≤ Ti/N 를 만족하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판의 제조방법.
   
10. 청구항 6 내지 8 중 어느 한 항에 있어서, 상기 Nb, Mo, V 및 W은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) 을 만족하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판의 제조방법.
    
11. 청구항 6 내지 8 중 어느 한 항에 있어서, 상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%이며, 잔부가 질소인 조건에서 실시되는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판의 제조방법.

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