KR20140137591A

KR20140137591A - 굽힘 가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20140137591A
Application number: KR1020130058281A
Authority: KR
Inventors: 한성호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-05-23
Filing date: 2013-05-23
Publication date: 2014-12-03
Also published as: KR101767706B1

Abstract

본 발명의 일측면은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 우수한 강도를 가지면서도, 연신율 및 성형 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

Description

굽힘 가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH YIELD RATIO ULTRA HIGH STRENGTH STEEL COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BENDABILITY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 굽힘 가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 강판은 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다. 특히, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(Member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다. 상기 구조부재는 인장강도에 대한 항복강도 값이 높을수록 즉, 항복비(인장강도/항복강도)가 높을수록 충격에너지 흡수능에 유리한 특징을 가지고 있다.

이에 항복비가 0.75 이상인 고강도 강판을 이용하여 구조부재 혹은 충돌부재로 사용하는 방안이 모색되고 있다. 이와 같이 구조부재 혹은 충돌부재에 사용되기 위한 필수 요구특성은 점용접성과 굽힘가공특성이다.

특허문헌 1에서는 780MPa 이상의 인장강도를 갖는 강에 대해, 고항복 및 용접성과 연성을 확보하는 기술을 제안하였다. 그러나, 상기 기술을 실제 공정에 적용할 경우, 중간소재인 열연강판의 높은 강도로 인하여 형상제어가 어렵고, 압연부하가 증가함으로써, 냉간압연이 크게 저하되며, 소둔열처리시 급냉 열처리 조건을 적용해야 하기 때문에 소둔재의 형상제어, 표면결함 유발 등 조업성이 크게 저하되는 문제가 있다.

뿐만 아니라, 일반적으로 강판의 항복비를 높임에 따라 강도가 증가하게 되며, 강도가 증가할수록 연신율이 감소하게 됨으로써, 성형가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

일본공개특허공보 제2005-105367호

본 발명의 일측면은 상기한 종래기술의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 우수한 강도를 가지면서도, 고항복비를 가지면서 굽힘 가공성이 우수한 냉연강 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일측면인 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.11%, 실리콘(Si): 0.05~0.6%, 망간(Mn): 2.6~3.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.2~0.7%, 붕소(B): 0.001~0.006%, 안티몬(Sb): 0.001~0.1%, 인(P): 0.001~0.1%, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 수학식 1에 의하여 정의되는 탄소당량(Ceq)이 0.29 이하이고, 미세조직은 면적분율%로, 70~95%의 베이나이트 및 잔부 페라이트 및 마르텐사이트를 포함한다.

[수학식 1]

Ceq= C+ Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S

단, 상기 수학식 1에서 C, Mn, Si, P, S는 각각 해당원소의 함량(중량%)을 나타낸다.

본 발명의 다른 일측면인 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.11%, 실리콘(Si): 0.05~0.6%, 망간(Mn): 2.6~3.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.2~0.7%, 붕소(B): 0.001~0.006%, 안티몬(Sb): 0.001~0.1%, 인(P): 0.001~0.1%, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열 하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃의 열간마무리압연종료온도에서 열간마무리압연하는 단계, 상기 열간마무리압연된 강판을 500~700℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 820~860℃의 소둔온도(SST: Soaking Section Temperature)에서 연속소둔하는 단계, 상기 연속소둔된 강판을 1~10℃/초의 제 1 냉각속도로 냉각하여 650~700℃의 제 1 냉각 종료온도에서 냉각하는 제 1차 냉각하는 단계, 상기 제 1차 냉각된 강판을 5~20℃/초의 제 2 냉각속도로 냉각하여 250~400℃ 의 제 2 냉각 종료온도(RCST: Rapid Cooling Section Temperature)에서 냉각하는 제 2차 냉각하는 단계 및 상기 제 2차 냉각된 강판을 0.1~1.0%의 압하율로 스킨패스압연하는 단계를 포함하고, 상기 소둔온도 및 제 2차 냉각개시온도는 하기 수학식 2를 만족하는 것을 특징으로 한다.

[수학식 2]

0.015SST - 0.013RCST - (0.01SST/RCST) ≥ 7.1

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명은 굽힘가공성이 R/t값으로 1.0 이하를 만족하고, 용접성을 나타내는 지표인 Ceq값이 0.29 이하이며, 항복강도가 750MPa이상과 동시에 항복비가 0.75 이상인 초고강도 냉연강판을 제공할 수 있다.

도 1은 미세조직에 따른 경도비와 구멍확장성(Hole Expansion Ratio)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 미세조직에 따른 연신율과 구멍확장성의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3의 (a) 는 발명예 1의 미세조직을 나타낸 사진이고, (b)는 비교예 1의 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 4의 (a)는 발명예 1의 굽힘가공시험을 한 결과를 나타낸 사진이고, (b)는 비교예 1의 굽힘가공시험을 한 결과를 나타낸 사진이다.

본 발명의 발명자들은 고강도 강을 제공하기 위하여 연구를 행한 결과, 2상 조직강을 이용하는 것이 바람직한 것을 발견하였다.

통상, 2상 조직을 갖는 강을 제조하기 위해서는 Ar₁과 Ar₃ 사이의 2상 영역에서 소둔 균열처리함으로써 적당량의 페라이트와 오스테나이트를 확보한 후 급냉을 통해 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시킴으로써 페라이트와 마르텐사이트를 확보한다. 이러한 강재의 특징은 연질의 페라이트에 의해 연성을 확보하고 마르텐사이트를 통해 원하는 수준의 강도를 확보하는 것이다. 그러나, 2상 조직강은 생성되는 두 상간의 강도차이가 매우 크기 때문에 외부의 변형시 상의 경계면에 크랙이 쉽게 발생할 수 있다. 이러한 크랙들은 구멍확장성 또는 굽힘가공성을 열화시키는 주된 요인이 된다.

이를 해결하기 위해서는 2상 조직강의 상간 경도차이를 감소시켜야 한다. 도 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 상간의 경도 차이를 감소시킬수록 굽힘가공성 및 구멍확장이 개선되는 것을 확인할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서 마르텐사이트의 양을 감소시키고 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트를 생성시킬 필요가 있으며, 이는 소둔온도를 Ar₃ 이상으로 높여 100%의 오스테나이트를 확보한 후 냉각을 통해 소량의 페라이트와 주상으로 베이나이트, 마르텐사이트를 확보하거나, 또는 2상역에서 소둔처리 후, 급냉하여 페라이트 및 마르텐사이트를 확보한 후 템퍼링을 통해 마르텐사이트 내에 탄화물을 석출시킴(템퍼드 마르텐사이트)으로써 상간의 강도차이를 감소시킬 수 있다. 그러나, 이러한 연구들은 인장강도 대비 항복강도의 과도한 증가로 인해 항복비(YR)가 증가하며, 연성의 열화를 초래하므로 적절한 상분율의 제어가 필요하다. 또한, 합금원소의 과도한 첨가로 인해 용접성이 열화될 수도 있다.

이에, 본 발명의 발명자들은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 연구를 행한 결과, 합금성분의 성분관계 및 제조방법의 각 조건을 정밀 제어함으로써, 고항복비를 가지면서 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다.

이하, 본 발명의 일측면인 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판에 대하여 상세히 설명한다.

[수학식 1]

Ceq= C+ Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S

탄소(C): 0.08~0.11중량%

탄소는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소로서, 고강도화를 도모하고 복합조직 강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 즉, 탄소함량이 증가하게 되면, 강 중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 다만, 그 함량이 0.11중량%를 초과하게 되면 구멍확장성 및 용접성이 저하하게 되며, 반면 0.08% 미만으로 낮으면 강도를 확보하기 매우 어렵다. 따라서, C의 함량을 0.08~0.11중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.05~0.6 중량%

실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트 중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시키기 쉽게 하며, 또한 Si자체의 고용강화 효과를 유발한다. 강도와 재질 확보를 위한 매우 유용한 원소이지만, 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐 만 아니라 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 그 범위를 제한 하는게 바람직하다. 본 발명강에서는 고YR강재에서 최소한의 연성확보를 위해 페라이트의 분율을 일정량 확보하면서, 동시에 용접성을 저하시키지 않은 범위로 0.05~0.6%가 바람직하다. 상기 Si함량이 0.05중량% 미만인 경우에는 충분한 페라이트가 확보되지 않아 연성이 감소하였으며, 0.6중량%를 초과하는 경우에는 강도의 저하와 더불어 용접성이 열화하는 문제가 크다.

망간(Mn): 2.6~3.0 중량%

망간은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이며 동시에 복합조직강에서는 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도 낮추는 역할을 하게 되므로 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 그 함량이 2.6중량% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있다. 반면에, 3.0중량%를 초과하는 경우 용접성, 열간압연성이 저하되는 문제가 초래한다.

알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1 중량%

알루미늄은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다. 상기와 같은 효과를 발현하기 위해서는 0.01중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에, 0.1중량%를 초과하게 되면 투입하는 양에 대비하여 증가된 효과를 발현해 내지 못할 뿐만 아니라, 제조비용이 증가하여 생산성이 저하된다.

크롬(Cr): 0.2~0.7 중량%

크롬은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 항복강도 상승이 필요한 베이나이트 형성 촉진 원소이다. 상기와 같은 효과를 발현하기 위하여, 0.2중량% 이상의 크롬을 포함하는 것이 바람직하다. 반면에, 크롬의 함량이 과도하게 첨가되는 경우, 연신율의 저하와 더불어 경제적으로 불리하므로, 그 상한을 0.7중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

붕소(B): 0.001~0.006 중량%

붕소는 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소이다. 상기와 같은 효과를 발현하기 위하여 상기 붕소는 0.001중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면에, 붕소의 함량이 과다한 경우 표면에 붕소가 농화되어 도금밀착성을 열화시키는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.006중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

안티몬(Sb): 0.001~0.1 중량%

안티몬은 본 발명에서 소둔공정에서의 덴트결함을 개선하기 위하여 첨가하는 원소이다. 상기 Sb는 입계편석원소로서 연속소둔중에 입계에 우선 편석하여 MnO, SiO₂, Al₂O₃ 등의 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 덴트에 의한 표면 결함을 저하시키며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다. 상기와 같은 효과를 발현하기 위하여 0.001중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면에, 안티몬의 함량이 과다한 경우, 과도한 입계편석에 의한 가공성 열화 및 제조비용 상승 등의 문제가 초래되므로, 그 상한을 0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.001~0.1 중량%

인은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 원소이다. 상기와 같은 효과를 발현하기 위하여 0.001중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면에, 그 함량이 과도하게 포함되는 경우 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생되기 때문에, 상기 인의 상한을 0.1중량%로 제한하는 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. 아들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

다만, 그 중 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.

황(S): 0.01 중량% 이하

황은 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 연성, 충격인성 및 용접성에 크게 손상시키기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상의 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황 함량의 상한은 0.01중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

더불어, 본 발명의 냉연강판은 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb) 각각 0.003~0.05중량%을 추가적으로 첨가하는 경우 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다.

Ti 또는 Nb: 각각 0.003~0.05%

강중에서 티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 이러한 Ti 또는 Nb가 0.003% 미만으로 첨가될 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.05%를 초과할 경우에는 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인해 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti 또는 Nb의 함량을 0.003~0.080%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에 따라 상기 성분범위를 갖는 강판의 합금설계시, 하기 수학식 1로 정의되는 탄소당량(Ceq)이 0.29 이하를 만족하는 것이 바람직하다.

[수학식 1]

Ceq= C+ Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S

이때, 상기 수학식 1에서 C, Mn, Si, P, S는 각각 해당원소의 함량(중량%)을 나타낸다.

상기 수학식 1은 강판의 용접성 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강중 C, Mn, Si, P, S의 원소는 탄소 당량을 높이는 역할을 하며, 잘 알려져 있는 바와 같이 탄소 당량이 높을수록 용접성은 열화 된다. 본 발명에 따른 초고강도 강이 사용될 때, 주로 시공되는 용접방법인 점용접시 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설명하면 상기 수학식 1과 같이 구성되는 것이다. 수학식 1에 의해 계산된 값이 0.29를 초과하면 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.

상술한 성분계와 수학식 1을 만족하는 강판의 미세조직은 면적분율%로, 70~95%의 베이나이트 및 잔부 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 제공하는 강판을 굽힘가공성을 확보하기 위해 적정량의 베이나이트 즉, 70% 이상의 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하며, 다만 베이나이트 함량이 95%를 초과하는 경우 강도가 매우 높고 연신율이 현저하게 저하되는 문제가 있다. 또한 상기 굽힘가공성과 함께 우수한 연성을 확보하기 위해서는 잔부 조직으로 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다. 잔부 조직으로, 마르텐사이트는 플래쉬(flash) 마르텐사이트인 것이 보다 바람직하며, 3% 이하로 포함하는 것이 보다 더 바람직하다.

즉, 본 발명에서 적정 수준 이상의 연신율을 확보하기 위하여 주로 페라이트 조직을 갖는 것이 유리하다. 그러나, 소둔 이후 냉각시 페라이트와 베이나이트가 생성되고 남은 오스테나이트가 최종적으로 마르텐사이트로 변태하게 된다. 상기 마르텐사이트는 연속냉각에 의해 플래쉬 마르텐사이트로 변태하게 된다.

상기 마르텐사이트는 플래쉬 마르텐사이트와 템퍼드(tempered) 마르텐사이트로 나뉠 수 있는데, 플래쉬 마르텐사이트는 연속냉각에 의해 생성되는 마르텐사이트이며, 템퍼드 마르텐사이트는 일정 온도에서 유지하는 경우, 탄화물이 일부 석출하게 되는 경우에 의해 생성되는 마르텐사이트이다.

이에, 본 발명과 같이 우수한 인장강도를 확보하기 위해서는 템퍼트 마르텐사이트 보다 플래쉬 마르텐사이트를 확보하는 것이 보다 효과적이다.

더욱이, 상기 플래쉬 마르텐사이트를 3% 이하로 포함시킴으로써, 상간 경도 편차가 억제하는 효과가 있다.

또한, 본 발명에서 제공하는 강판은 750MPa 이상의 항복강도, 0.75 이상의 항복비, 0.1 이하의 굽힘가공성(R/t: R: 최소 굽힘 반경 비, t: 단위 두께) 및 8% 이하의 연신율인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 굽힘가공성이 우수한 고항복형 초고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일측면인 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.11%, 실리콘(Si): 0.05~0.6%, 망간(Mn): 2.6~3.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.2~0.7%, 붕소(B): 0.001~0.006%, 안티몬(Sb): 0.001~0.1%, 인(P): 0.001~0.1%, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열 하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃의 열간마무리압연종료온도에서 열간압연하는 단계, 상기 열간마무리압연된 강판을500~700℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 820~860℃의 소둔온도(SST: Soaking Section Temperature)에서 연속소둔하는 단계, 상기 연속소둔된 강판을 1~10℃/초의 제 1 냉각속도로 냉각하여 650~700℃의 제 1 냉각 개시온도에서 냉각하는 제 1차 냉각하는 단계, 상기 제 1차 냉각된 강판을 5~20℃/초의 제 2 냉각속도로 냉각하여 250~400℃ 의 제 2 냉각 개시온도(RCST: Rapid Cooling Section Temperature)에서 냉각하는 제 2차 냉각하는 단계 및 상기 제 2차 냉각된 강판을 0.1~1.0%의 압하율로 스킨패스압연하는 단계를 포함하고, 상기 소둔온도 및 제 2차 냉각개시온도는 하기 수학식 2를 만족하는 것을 특징으로 한다.

[수학식 2]

0.015SST - 0.013RCST - (0.01SST/RCST) ≥ 7.1

재가열 단계

상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1180~1300℃에서 재가열 하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1180℃미만인 경우에는 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생한다. 반면에, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있으며, 가열 비용도 증대된다. 그러므로, 슬라브의 재가열온도는 1180~1300℃로 한정하는 것이 바람직하다.

열간압연단계

슬라브를 재가열한 후에 열간압연을 실시한다. 열간압연에서의 마무리 압연은 출구측 온도가 800~950℃ 사이가 되도록 압연하는 것이 바람직하다. 즉, 열간 마무리 압연 온도가 800℃ 미만일 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고, 또한 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다. 반면, 950℃를 초과하게 되면, 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다.

권취 단계

상기 열간 마무리 압연을 종료한 후, 권취하는 것이 바람직하다. 이때, 권취는 500~750℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 500℃ 미만이면, 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등과 같은 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하게 되면 Si, Mn 및 B 등의 용융아연도금의 젖음성(wettability)을 저하시키는 원소들에 의한 표면 농화가 심해지므로, 상기 권취 온도는 500~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, 상기의 방식으로 제조한 열연강판을 산세하는 단계를 거친 후 냉간압연을 행하는 것이 보다 바람직하다.

냉간압연 단계

상기 열연강판을 냉간압연하는 것이 바람직하다. 상기 냉간압연을 행하는 경우, 냉간압하율은 40~70%가 바람직하다. 냉간압하율이 40% 미만인 경우에는, 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며, 형상교정이 매우 어렵다. 반면, 냉간압하율이 70%를 초과할 경우에는 강판 에지(edge)부에서 크랙(crack)이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다. 따라서, 냉간압연시 압하율은 40~70%로 제한하는 것이 바람직하다.

소둔단계

상기 냉간압연된 냉연강판을 소둔하는 것이 바람직하다. 상기에서 얻어진 냉연판을 820~860℃에서 연속소둔을 실시한다. 연속소둔시 소둔온도가 820℃ 미만이면, 강중에 다량의 페라이트가 존재하여 항복강도가 저하된다. 반면에, 860℃를 초과하는 경우에는 과도한 항복강도의 증가로 인해 연성이 열화되는 문제가 발생한다.

또한, 연속소둔 시 소둔시간은 통상 적용되는 조건으로 수행하는 것이 바람직하다.

냉각단계

상기와 같이 소둔된 강판을 냉각하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각은 2차 이상의 냉각을 행하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2차 냉각을 행한다.

1차 냉각

상기와 소둔된 강판을 제 1차 냉각하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 제 1차 냉각은 제 1차 냉각 종료 온도인 650~700℃의 온도까지 1~10℃/초의 제 1차 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각 단계는 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것이다. 상기 제 1차 냉각 종료온도가 650℃ 미만 또는 700℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 연성 및 강도를 확보하기 어렵다. 제 1차 냉각속도가 1℃/초 미만인 경우에는 과도한 서냉으로 인해 페라이트 양이 증가하여 페라이트에 의한 연신율은 증가하지만 변태조직의 분율이 감소하여 본 발명에서 확보하고자 하는 강도를 확보할 수 없다. 반면에, 10℃/초를 초과하는 경우에는 과도한 냉각속도로 인해 페라이트 변태가 일어나지 못하여 다량의 변태조직에 의해 연신율이 저하되는 문제가 있다.

2차 냉각

상기 제 1차 냉각된 강판을 제 2차 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 제 2차 냉각은 본 발명에서 중요시하는 제어 인자 중 하나로서, 제 2차 냉각종료온도(RSCT: Rapid Soaking Cooling Temperature)인 250~400℃까지 5~20℃/초의 제 2 냉각속도로 제 2차 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 상기 제 2차 냉각종료온도가 250℃미만인 경우에는 과시효처리동안 마르텐사이트량의 과도한 증가로 항복강도, 인장강도가 동시에 증가하고 연성이 매우 열화되는 문제가 있다. 반면에, 400℃를 초과하는 경우에는 제 1차 및 제 2차 냉각까지의 페라이트 변태량이 증가하여 연성이 증가하고 항복강도가 감소하여 본 발명에서 도모하고자 하는 고 항복비를 확보할 수 없다. 또한, 제 2차 냉각속도가 5℃/초 미만인 경우에는 대부분의 오스테나이트가 베이나이트로 변태하여 항복강도가 현저하게 증가하는 문제가 있다. 반면에, 20℃/초를 초과하는 경우에는 베이나이트 변태가 아닌 마르텐사이트의 변태로 인해 페라이트와 마르텐사이트와의 상간 경도편차 증가로 굽힘가공성이 열화되는 문제가 있다.

또한, 본 발명에서는 소둔온도(SST)와 제 2차 냉각종료온도(RCST)의 관계가 하기 수하식 2를 만족하도록 제어하는 것을 특징으로 한다.

[수학식 2]

0.015SST - 0.013RCST - (0.01SST/RCST) ≥ 7.1

하기와 같이 수학식 2를 만족하도록 소둔온도와 제 2차 냉각종료온도를 제어함으로써, 본 발명에서 확보하고자 하는 강도와 연신율을 확보할 수 있다. 상기 수학식 2의 값이 7.1를 초과하는 경우에는 소량의 소둔온도 및 급냉개시온도의 변화에 의해서 재질의 변화, 특히 항복강도의 변화가 매우 커서 본 발명이 제시하는 소둔온도, 급냉개시온도 범위에서 안정적인 재질확보가 매우 어렵다.

스킨패스압연 단계

상기 제 2차 냉각을 행한 후, 스킨패스압연을 행하는 것이 바람직하다. 상기 강판을 0.1~1.0% 범위 내에서 스킨패스(skin pass)압연을 수행한다. 통상, 변태조직 강을 스킨패스압연하는 경우 대부분 인장강도의 증가 없이 50 내지 100 MPa 이상의 항복강도 상승이 일어난다. 따라서, 압하율이 0.1% 미만이면 본 발명강과 같은 초고강도 강에서 형상을 제어하는 것이 매우 어려우며, 반면 1.0%를 초과하여 작업하게 되면 과도한 항복강도의 증가로 본 발명강에서 제시하는 항복강도 목표치(750MPa)를 초과하게 되며, 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해지므로, 스킨패스압연시 압하율은 0.1~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

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 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 1250℃ 온도에서 1시간 재가열하고, 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이때, 열간압연은 900℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 650℃로 설정하였다. 그 후, 열간압연한 강판을 이용하여 산세처리한 후 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 냉간압연된 강판은 하기 표 2의 소둔조건으로 연속소둔을 행한 후, 3℃/초의 제 1차 냉각속도로 650℃까지 제 1차 냉각한 후, 15℃/초의 제 2차 냉각속도로 하기 표 2에 나타난 제 2차 냉각종료온도(RCST)까지 냉각을 행하였다. 그 후, 0.2% 압하율로 스킨패스 압연을 실시하였다.

상기 제조된 냉연강판으로부터, JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질을 측정하였다. 구체적으로, 시편의 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(TEl), 항복비(YR) 및 굽힘가공성(R/t<1)을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 또한, 각 강종별로 냉연판 단면에 대해 미세조직의 분율을 관찰하여 그 결과를 함께 나타내었다.

하기 표 2에서 시편의 굽힘가공성은 R/t 1.0의 벤딩(bending) 시험에서 표면에 크랙이 발생하지 않는 소재에 대해 'O', 크랙이 발생하는 소재에 대해서는 'X'로 표기하였다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Sol.Al	Cr	Ti	Nb	N	B	Sb	수학식1
발명강1	0.09	0.4	2.7	0.01	0.003	0.035	0.5	0.02	0.035	0.005	0.0025	0.03	0.270
발명강2	0.09	0.4	2.8	0.009	0.002	0.05	0.4	0.018	0.033	0.005	0.0005	0.02	0.269
발명강3	0.095	0.5	2.7	0.01	0.005	0.025	0.5	0.022	0.035	0.003	0.0025	0.03	0.287
발명강4	0.1	0.1	2.6	0.009	0.004	0.06	0.3	0.04	0.035	0.004	0.0025	0.04	0.267
발명강5	0.095	0.1	2.8	0.01	0.003	0.07	0.3	0.03	0.035	0.0056	0.0025	0.02	0.270
발명강6	0.1	0.3	2.7	0.01	0.003	0.05	0.5	0.02	0.035	0.0045	0.0025	0.03	0.277
발명강7	0.1	0.2	2.7	0.01	0.003	0.04	0.6	0.025	0.035	0.0047	0.0025	0.02	0.274
발명강8	0.095	0.1	2.9	0.011	0.005	0.055	0.4	0.025	0.035	0.007	0.0025	0.03	0.285
발명강9	0.085	0.4	2.7	0.011	0.004	0.045	0.5	0.025	0.045	0.006	0.0025	0.03	0.271
발명강10	0.085	0.3	2.9	0.012	0.005	0.06	0.4	0.025	0.03	0.0065	0.0025	0.03	0.284
비교강1	0.09	0.6	3.1	0.01	0.003	0.05	0.4	0.02	0.04	0.0041	0.0005	0.04	0.297
비교강2	0.09	0.6	3.3	0.011	0.004	0.05	0.4	0.02	0.045	0.0035	0.0005	0.02	0.313
비교강3	0.09	0.6	3.3	0.01	0.005	0.04	0.4	0.03	0.04	0.0055	0.0005	0.05	0.315
비교강4	0.1	0.6	3.2	0.012	0.003	0.035	0.4	0.02	0.03	0.006	0.0005	0.03	0.316
비교강5	0.09	0.9	2.7	0.009	0.005	0.035	0.4	0.03	0.035	0.007	0.0025	0.04	0.293
비교강6	0.12	0.5	2.5	0.01	0.006	0.04	0.4	0.02	0.035	0.005	0.0025	0.02	0.306
비교강7	0.15	0.6	2.3	0.011	0.005	0.03	0.4	0.02	0.03	0.006	0.0025	0.03	0.327
비교강8	0.09	0.1	3.1	0.011	0.006	0.05	0.4	0.025	0.035	0.0065	0.0025	0.05	0.294
비교강9	0.15	0.1	2.7	0.008	0.002	0.04	0.4	0.03	0.035	0.004	0.0025	0.04	0.312
비교강10	0.1	0.4	3.5	0.011	0.003	0.06	0.4	0.03	0.03	0.005	0.0025	0.03	0.322

(상기 기재된 성분은 중량%임)

강종	소둔온도 (℃)	제 2차 냉각종료온도(℃)	스킨패스 압하율 (%)	YS (Mpa)	TS (MPa)	Tel (%)	YR	수학식 2	R/t<1	베이나이 트분율 (%)	비고
발명강1	830	390	0.7	820.3	1089.7	10.8	0.75	7.36	O	77	발명예1
발명강1	800	460	0.7	674.6	1023.4	14.4	0.66	6.00	X	35	비교예1
발명강2	820	400	0.7	801.2	1030.6	10.7	0.78	7.08	O	75	발명예2
발명강2	780	440	0.7	700.6	1015.1	14.6	0.69	5.96	X	32	비교예2
발명강3	840	350	0.7	851.1	1070.2	10.6	0.80	8.03	O	82	발명예3
발명강3	790	450	0.7	665.8	1050.7	14.3	0.63	5.98	X	33	비교예3
발명강4	830	300	0.7	861.6	1099.9	8.89	0.78	8.52	O	83	발명예4
발명강4	800	450	0.7	693.4	1029.6	15.1	0.67	6.13	X	36	비교예4
발명강5	840	400	0.7	800.9	1052.6	10.4	0.76	7.38	O	82	발명예5
발명강5	800	460	0.7	643.9	1051.1	10.7	0.61	6.00	X	38	비교예5
발명강6	830	400	0.7	821.8	1086.6	10.1	0.76	7.23	O	80	발명예6
발명강6	790	450	0.7	659.4	1008.3	13.6	0.65	5.98	X	31	비교예6
발명강7	840	370	0.7	794.6	1036.2	10.5	0.77	7.77	O	75	발명예7
발명강7	790	430	0.7	654.0	1040.7	13.2	0.63	6.24	X	32	비교예7
발명강8	830	380	0.7	817.7	1085.5	10.5	0.75	7.49	O	79	발명예8
발명강8	800	450	0.7	679.2	1060.0	14.6	0.64	6.13	X	35	비교예8
발명강9	820	400	0.7	811.2	1058.3	11.6	0.77	7.08	O	81	발명예9
발명강9	790	450	0.7	628.6	1025.3	15.2	0.61	5.98	X	39	비교예9
발명강10	840	400	0.7	817.7	1079.3	10.5	0.76	7.38	O	78	발명예10
발명강10	780	450	0.7	623.3	1035.0	13.8	0.60	5.83	X	33	비교예10
비교강1	840	390	0.7	782.3	1093.0	9.6	0.72	7.51	X	71	비교예11
비교강1	800	460	0.7	693.1	1051.3	13.8	0.66	6.00	X	39	비교예12
비교강2	830	400	0.7	851.3	1161.2	7.4	0.73	7.23	X	90	비교예13
비교강2	790	450	0.7	700.3	1019.2	11.2	0.69	5.98	X	33	비교예14
비교강3	830	400	0.7	774.4	1101.2	8.8	0.70	7.23	X	69	비교예15
비교강3	790	450	0.7	651.3	1090.1	13.6	0.60	5.98	X	22	비교예16
비교강4	840	400	0.7	891.2	1151.1	6.9	0.77	7.38	X	89	비교예17
비교강4	780	450	0.7	712.3	1052.3	11.2	0.68	5.83	X	36	비교예18
비교강5	840	400	0.7	753.1	1035.2	11.2	0.73	7.38	X	69	비교예19
비교강5	800	450	0.7	600.2	1001.2	15.1	0.60	6.13	X	21	비교예20
비교강6	830	400	0.7	800.3	1074.4	7.1	0.74	7.23	X	79	비교예21
비교강6	790	480	0.7	700.5	1105.3	10.5	0.63	5.59	X	36	비교예22
비교강7	840	350	0.7	891.2	1260.3	5.6	0.71	8.03	X	89	비교예23
비교강7	790	460	0.7	750.9	1065.1	10.5	0.71	5.85	X	42	비교예24
비교강8	830	350	0.7	792.3	1085.3	8.6	0.73	7.88	X	75	비교예25
비교강8	780	450	0.7	710.3	1056.9	10.2	0.67	5.83	X	51	비교예26
비교강9	840	400	0.7	800.1	1250.6	5.5	0.64	7.38	X	83	비교예27
비교강9	790	450	0.7	750.1	1150.3	7.6	0.65	5.98	X	56	비교예28
비교강10	830	270	0.7	900.3	1260.3	5.3	0.71	8.91	X	92	비교예29
비교강10	790	450	0.7	790.3	1160.1	8.8	0.68	5.98	X	53	비교예30

상기 표 1 및 2 에서 나타난 바와 같이, 발명예 1 내지 10은 본 발명이 제안하는 성분범위와 제조조건을 만족함으로써, 750MPa 이상의 항복강도, 0.75 이상의 항복비, 0.1 이하의 굽힘가공성(R/t) 및 8% 이하의 연신율을 갖는 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판을 제공할 수 있음을 확인할 수 있다.

반면에, 비교예 1 내지 10은 발명강의 성분조건을 만족하더라도 제조조건이 본 발명이 제안한 방법을 벗어남으로써, 항복강도가 700MPa이하로 낮고, 특히 항복비가 0.7이하로서 본 발명강에서 제시하는 특성을 만족하지 못한다. 이는 강중에 페라이트 분율이 증가하여, 본 발명강에서 목표로 하는 베이나이트량 70%이상을 만족하지 못하였기 때문이다.

이와 같은 차이는 도 3을 통해 보다 상세히 알 수 있다. 즉, 발명예 1과 비교예 1는 강에 대한 소둔온도 및 급냉개시온도 차이에 따른 미세조직의 차이를 나타낸 것이다. 도 3의 (a)에 나타난 바와 같이, 소둔온도 840℃, 급냉개시온도 390℃로서 수학식 2의 값이 7.36으로 본 발명의 기준을 만족하는 발명예 1에서는 강중의 대부분의 조직이 베이나이트와 마르텐사이트로 구성되어 있으며, 이로 인해 항복강도가 820Mpa, 항복비가 0.75로서 본 발명의 기준을 만족하고 있다. 그러나 비교예 1의 경우, 발명예 1과 동일한 성분계를 가지고 있더라도 소둔온도 800℃, 급냉개시온도 460℃ 강재의 경우는 수학식 2의 값이 6.0으로 본 발명이 제안한 범위를 벗어난 경우, 이로 인해 항복강도가 670Mpa, 항복비가 0.66으로 매우 낮게 가지는 것을 확인 할 수 있다.

또한, 도 4를 통해서도 본 발명의 우수한 특성을 확인할 수 있다. 도 4는 발명예 1 및 비교예 1에 대해 열처리조건을 변화시킨 후 굽힘가공시험을 실시한 결과이다. 즉, 발명예 1과 같이 소둔온도 840℃, 급냉개시온도 390℃로 열처리된 강재에서는 0.5R에서만 크랙이 발생한 것을 확인할 수 있다. 반면에, 비교예 1과 같이 소둔온도 800℃, 급냉개시온도 460℃로 열처리된 경우에는 1.5R에서 표면에 크랙이 발생하였다(여기서, R은 최소굽힘 반경 비를 의미함).

더불어, 비교예 11 내지 30과 같이, 본 발명이 제안한 범위를 벗어나는 성분계 및 제조조건을 가지는 경우, 다른 재질을 만족하여도 탄소당량이 높아 용접성이 열화되거나, 본 발명이 제안한 수학식 2를 만족하지 못하여, 과도한 강도증가에 따른 연신율이 저하되는 문제가 있음을 확인할 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.08~0.11%, 실리콘(Si): 0.05~0.6%, 망간(Mn): 2.6~3.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.2~0.7%, 붕소(B): 0.001~0.006%, 안티몬(Sb): 0.001~0.1%, 인(P): 0.001~0.1%, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 수학식 1에 의하여 정의되는 탄소당량(Ceq)이 0.29 이하이고, 미세조직은 면적분율%로, 70~95%의 베이나이트 및 잔부 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판.
[수학식 1]
Ceq= C+ Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
(단, 상기 수학식 1에서 C, Mn, Si, P, S는 각각 해당원소의 함량(중량%)임)
제 1항에 있어서,
상기 강판은 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb) 각각 0.003~0.05중량%를 더 포함하는 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서,
상기 마르텐사이트는 3% 이하의 플래쉬 마르텐사이트를 포함하는 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 750MPa 이상의 항복강도, 0.75 이상의 항복비, 0.1 이하의 굽힘가공성(R/t) 및 8% 이하의 연신율을 갖는 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판(단, R: 최소 굽힘 반경 비, t: 단위 두께).
중량%로, 탄소(C): 0.08~0.11%, 실리콘(Si): 0.05~0.6%, 망간(Mn): 2.6~3.0%, 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.2~0.7%, 붕소(B): 0.001~0.006%, 안티몬(Sb): 0.001~0.1%, 인(P): 0.001~0.1%, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열 하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 800~950℃의 열간마무리압연종료온도에서 열간마무리압연하는 단계;
상기 열간마무리압연된 강판을 500~750℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 820~860℃의 소둔온도(SST: Soaking Section Temperature)에서 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔된 강판을 1~10℃/초의 제 1 냉각속도로 냉각하여 650~700℃의 제 1 냉각 종료온도까지 냉각하는 제 1차 냉각하는 단계;
상기 제 1차 냉각된 강판을 5~20℃/초의 제 2 냉각속도로 냉각하여 250~400℃ 의 제 2 냉각 종료온도(RCST: Rapid Cooling Section Temperature)까지 냉각하는 제 2차 냉각하는 단계; 및
상기 제 2차 냉각된 강판을 0.1~1.0%의 압하율로 스킨패스압연하는 단계를 포함하고, 상기 소둔온도 및 제 2차 냉각개시온도는 하기 수학식 2를 만족하는 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법.
[수학식 2]
0.015SST - 0.013RCST - (0.01SST/RCST) ≥ 7.1
제 5항에 있어서,
상기 재가열 하는 단계는 1180~1300℃의 온도범위에서 행하는 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 권취 하는 단계는 500~700℃의 온도범위에서 행하는 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법.