KR20190075588A

KR20190075588A - 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR20190075588A
Application number: KR1020170177297A
Authority: KR
Inventors: 조원태; 김성규; 한태교; 최대곤; 김영하
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-21
Filing date: 2017-12-21
Publication date: 2019-07-01
Also published as: KR102020406B1

Abstract

본 발명은 자동차용 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 차체의 구조부재뿐만 아니라, 형상이 복잡한 내판재로도 적합한 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT YIELD STRENGTH AND FORMABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

최근, 자동차 분야에서는 환경오염, 연비향상, 안정성 향상 등의 목적으로 경량 소재, 고강도 소재의 적용을 확대하고 있으며, 이는 자동차용 부품 외의 많은 구조부재에 적용되는 재료가 가져야 할 특성이기도 하다.

그런데, 소재의 강도가 높아질수록 연신율이 감소하게 되며, 이로 인해 성형성이 저하되는 문제가 있다.

이에, 강도 증가와 함께 성형성의 향상을 도모할 수 있는 이상조직(DP)강이나 변태유기소성(TRIP)강 등이 주로 사용되고 있는 실정이다.

하지만, 현재 자동차 구조부재, 내판재 등에 적용되는 가공용 고강도강은 자동차 부품이 요구하는 수준의 가공성을 만족하지 못함에 따라, 복잡한 형상이 요구되는 부품에는 적용하는데에 한계가 있다.

이를 해소하기 위하여, 부품의 형상을 간소화하거나, 여러 개의 부품으로 구분하여 성형 및 용접하는 공정을 적용하고 있으나, 용접을 행하는 경우에는 용접부의 강도가 모재 부분과 다르기 때문에 차체 설계에 많은 제약을 받고 있으며, 용접부의 물성이 열위함에 의해 부품 특성이 저하할 뿐만 아니라, 공정비용이 크게 상승하는 문제가 있다.

따라서, 복잡한 형상의 부품에 용이하게 적용함으로써 차체 설계시 설계자유도를 높일 수 있도록 고강도와 더불어 성형성이 크게 향상된 재료의 개발이 지속적으로 요구되고 있는 실정이다.

종래에는 자동차용 강판으로 성형성을 고려하여 기지조직이 페라이트인 저탄소강 계열의 고강도강을 사용하였다. 하지만, 저탄소강 계열의 고강도강은 인장강도 800MPa급 이상에서 30% 이상으로 연신율을 확보하기 어려운 문제가 있다. 그로 인해, 인장강도 800MPa급 이상의 고강도강을 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것에 한계가 있는 것이다.

한편, 강의 강도와 연성을 동시에 확보하기 위한 방안으로서, 탄소(C)와 망간(Mn) 등의 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여 강의 주조직을 오스테나이트로 형성한 오스테나이트계 고망간 강이 제시된 바 있다 (특허문헌 1 및 2).

그런데, 특허문헌 1은 다량의 망간에 의해 연성의 확보는 가능하였으나, 변형부에서 가공경화가 심하게 발생하여 가공 후 강판이 쉽게 파단되는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 2 역시 연성의 확보가 가능하였으나, 다량의 실리콘 첨가에 의해 전기도금성 및 용융도금성이 저하하는 문제가 있다. 뿐만 아니라, 특허문헌 1과 2의 강판은 항복강도가 낮아 충돌특성이 낮은 단점이 있다.

일본공개특허공보 제1992-259325호 국제공개공보 WO02/101109

본 발명의 일 측면은, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 고강도와 함께 항복강도 및 성형성이 향상된 고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

다만, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.3~0.9%, 망간(Mn): 15~25%, 알루미늄(Al): 2.0% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.001~2.0%, 바나듐(V): 0.001~2.0%, 잔부 Fe와 기타 불순물을 포함하고, 상기 Mo 및 V은 하기 관계식 1을 만족하며,

미세조직으로 오스테나이트 상을 면적분율 90% 이상으로 포함하며, 상기 오스테나이트 상 중 미재결정 조직의 분율이 10~30%인 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.

[관계식 1]

(6×Mo)-V ≥ 0

(관계식 1에서 Mo과 V은 중량함량을 의미한다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1150~1280℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 650℃ 이하로 냉각하여 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 30~65%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 후 스킨패스압연하는 단계를 포함하고, 상기 소둔 처리는 Tnr(완전 재결정 온도)-100℃~Tnr-10℃의 온도범위에서 행하는 것인 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 고강도를 가지면서 성형성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.

특히, 강판의 두께방향으로 균일한 조직을 형성함으로써 성형성을 크게 향상시키는 효과가 있다.

본 발명의 발명자들은 고강도와 더불어 성형성을 크게 향상시킨 소재의 개발을 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 목표로 하는 물성 확보에 유리한 미세조직을 형성함에 의해, 의도하는 물성을 가지는 고강도 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른, 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.3~0.9%, 망간(Mn): 15~25%, 알루미늄(Al): 2.0% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.001~2.0%, 바나듐(V): 0.001~2.0%를 포함할 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 고강도 강판의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.3~0.9%

탄소(C)는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는데에 유리하다.

이러한 C의 함량이 0.3% 미만이면 변형(가공)시 탈탄에 의해 표층에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 크랙이 발생할 우려가 있으며, 연성이 낮아지는 단점이 있다. 반면, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 오스테나이트 안정도가 과도하게 상승하여 슬립변형에 의한 변형거동의 천이로 가공성이 낮아진다.

따라서, 본 발명에서는 C를 0.3~0.9%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.4~0.8%로 포함할 수 있다.

Mn: 15~25%

망간(Mn)은 탄소(C)와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소이다.

이러한 Mn의 함량이 15% 미만이면 변형 중에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 연성이 감소함에 따라 성형성의 확보가 어려워진다. 반면, 그 함량이 25%를 초과하게 되면 강의 연성이 감소하고, 열간압연시 크랙의 발생이 용이해지며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Mn을 15~25%로 함유할 수 있으며, 보다 유리하게는 16.5~24.0%로 포함할 수 있다.

Al: 2.0% 이하(0% 제외)

알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하나, 본 발명의 하나의 측면에서는 강의 적층결함 에너지(SFE)를 높여 ε(입실론)-마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 강의 연성을 향상시키는 역할을 한다. 이에, 본 발명에서는 망간의 함량을 최소화하면서 가공성을 향상시키는데 유리한 원소이다.

이러한 Al의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 쌍정(twin)의 발생을 억제하여 연성이 저하되며, 연속주조시 주조성이 나빠지고, 열간압연시 표면산화가 심해져 표면품질이 저하하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Al을 2.0% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.001~1.5%로 포함할 수 있다. 상기 Al의 함량이 0.001% 미만이면 ε(입실론)-마르텐사이트 상이 생성될 우려가 있기 때문이다.

Si: 1.0% 이하(0% 제외)

실리콘(Si)은 고용강화에 의한 결정립도를 미세하게 함으로써 강의 항복강도 및 인장강도를 개선하는데에 유리한 원소이다.

일반적으로 Si은 과다하게 첨가될 경우 표면에 실리콘 산화층을 형성하여 용융도금성을 저해하는 것으로 알려져 있다. 다만, 본 발명의 하나의 측면에 있어서, Mn을 일정량 이상으로 첨가하는 경우에는 표면에 형성된 얇은 실리콘 산화층이 Mn의 산화를 억제하므로, 압연 후에 두꺼운 망간 산화층의 형성을 방지하는 효과가 있다. 또한, 소둔 후에 냉연강판에서 진행되는 부식을 방지하여 표면품질을 향상시킬 수 있다.

이러한 Si의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 열간압연시 강판 표면에 실리콘 산화물이 과도하게 생성되어 산세성이 저하되며, 표면품질이 나빠지는 문제가 있다. 또한, 연속소둔공정 또는 연속용융도금공정에서 고온 소둔시 강판 표면에 농화되어 도금시 용융아연의 젖음성을 저해함으로써 도금성이 열화된다.

따라서, 본 발명에서는 Si을 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.01% 이상으로 포함할 수 있다.

P: 0.1% 이하

인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 인의 편석(segregation)에 의해 가공성이 크게 저하하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 P을 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피한 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

S: 0.01% 이하

황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 열연판에 조대한 MnS가 생성되어 플랜지 크랙과 같은 결함을 발생시키고, 구멍확장성을 감소시키는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 S을 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피한 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

N: 0.2% 이하

질소(N)는 오스테나이트 결정립내에서 알루미늄과 결합하여 미세한 질화물을 석출시킴으로써 쌍정 발생을 촉진하는 원소이다. 하지만, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 조대한 질화물을 생성하여 오히려 열간가공성과 연성을 저해하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 N를 0.2% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.

Mo: 0.001~2.0%

몰리브덴(Mo)은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로서, 결정립도 미세화 및 석출강화에 의한 항복강도 향상에 유리한 역할을 한다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001% 이상으로 Mo을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간가공성이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Mo을 0.001~1.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.05~1.5%로 포함할 수 있다.

V: 0.001~2.0%

바나듐(V)은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로서, 결정립도 미세화 및 석출강화에 의한 항복강도 향상에 유리하다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001% 이상으로 V을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간가공성이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 V을 0.001~2.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.05~1.5%로 포함할 수 있다.

본 발명의 하나의 측면에 있어서, 상술한 함량으로 Mo과 V을 함유하면서, 이들의 관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

본 발명은 망간을 다량으로 함유하는 고망강 강의 물성(강도 등) 향상을 위하여 석출강화 효과가 있는 V을 첨가한다. 본 발명의 발명자들은 이러한 V이 강의 연주공정에서 최후까지 고용되지 않고 주편의 두께 중심부에 액체 상태로 남아 액상 편석되고, 최종 제품에서도 중심부에 높은 함량으로 편석됨에 따라 강의 성형성이 저하됨을 확인하였다.

이에, 본 발명에서는 V과 함께 Mo을 첨가함으로써, V의 두께 중심부 편석을 해소하고자 한 것이다. 구체적으로, 본 발명의 발명자들은 일정 함량 이상으로 Mo을 첨가할 시, V의 중심 편석을 약화시킴으로써, 최종 제품에서 V의 중심 편석이 최소화됨을 확인하였다.

바람직하게는 V 함량 대비 하기 관계식 1을 만족하도록 Mo을 첨가할 때 목표로 하는 V의 중심 편석 최소화 효과를 얻을 수 있다.

[관계식 1]

(6×Mo)-V ≥ 0

(관계식 1에서 Mo과 V은 중량함량을 의미한다.)

한편, 본 발명의 고강도 강판은 상술한 합금조성 이외에 티타늄(Ti): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.01% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

다만, 본 발명의 고강도 강판은 이들 원소들을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없다 할 것이다.

Ti: 0.1% 이하

티타늄(Ti)은 강 내 탄소와 결합하여 탄화물을 형성하는 원소로서, 형성된 탄화물은 결정립의 성장을 억제하여 결정립도 미세화에 효과적이다.

다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 과량의 Ti이 결정립계에 편석하여 입계 취화를 일으키거나, 조대한 석출상의 형성으로 결정립 성장을 억제하는 효과가 저하된다.

따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 Ti의 첨가시 0.1% 이하로 포함할 수 있다.

B: 0.01% 이하

보론(B)은 미량의 첨가로도 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시키는데 유효한 원소이다.

다만, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되며, 제조비용의 상승을 초래하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 B의 첨가시 0.01% 이하로 포함할 수 있다.

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.

본 발명에서 목표로 하는 고강도와 함께 성형성의 향상을 위해서는, 상술한 합금조성을 만족하는 강판의 미세조직이 다음과 같이 구성될 필요가 있다.

구체적으로, 본 발명의 고강도 강판은 오스테나이트 상을 면적분율 90% 이상으로 포함할 수 있으며, 상기 오스테나이트 상 중 미재결정 조직을 10~30%의 분율로 포함할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판은 오스테나이트 상을 90% 이상으로 확보함으로써 강도와 연성을 동시에 우수하게 확보할 수 있다. 보다 유리하게는 상기 오스테나이트 상을 95% 이상으로 포함할 수 있다. 상기 오스테나이트 상을 제외한 나머지로는 페라이트, 입실론 마르텐사이트, 알파 프라임 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함할 수 있다.

본 발명의 하나의 측면에 있어서, 미재결정 조직은 경도가 높아 전위의 이동을 방해하므로, 강의 강도와 성형성을 향상시키는 효과를 얻을 수 있다. 이를 위해서는 상기 미재결정 조직을 10% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 분율이 30%를 초과하게 되면 강도 확보에는 유리한 반면, 성형성이 저하되는 문제가 있다.

본 발명에서 미재결정 조직이라 하면 입내 방위분포 차이가 1도 이상인 조직을 의미한다.

상술한 바와 같이, 일정 분율로 미재결정 조직을 포함함에 있어서, 본 발명의 강판은 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 미재결정 분율(R1)과 두께방향 1/4t~1/2t(여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미함) 영역 내 미재결정 분율(R2)의 비(R2/R1)를 1 이하로 확보할 수 있다.

즉, 본 발명의 강판은 두께방향으로 균질한 조직을 가짐으로써 성형성을 유효하게 향상시킬 수 있다.

더불어, 본 발명의 강판은 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 V 편석량(Vs)과 두께방향 1/4t~1/2t(여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미함) 영역 내 V 편석량(Vc)의 비(Vs/Vc)를 0.7~1.0로 확보할 수 있다.

전술한 바와 같이, 본 발명은 V 이외에 Mo을 첨가하는 것으로부터 V의 두께 중심부 편석을 최소화할 수 있으며, 특히 상기 V과 Mo의 함량이 관계식 1을 만족함으로써 두께방향으로 V 편석이 균일하게 제어된 조직을 가질 수 있다.

만일, 상술한 편석비(Vs/Vc)가 0.7 미만이면 두께 중심부에서 V 편석량이 과도해져 중심부 강도가 과도하게 상승함에 따라 성형성을 확보하기 위한 강도 및 연성의 밸런스가 무너지게 된다.

본 발명의 고강도 강판은 상술한 합금조성과 미세조직을 가지게 됨으로써 700MPa 이상의 항복강도, 1000MPa 이상의 인장강도 및 35% 이상의 연신율을 확보할 수 있다.

즉, 본 발명의 고강도 강판은 높은 항복강도와 높은 연신율로 인하여 성형성을 우수하게 확보할 수 있으며, 이러한 고강도 강판은 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 유리하게 적용할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판은 0.5~5.0mm의 두께를 가질 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취 - 냉간압연 - 소둔] 공정을 거쳐 목표로 하는 고강도 강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.

[강 슬라브 재가열]

먼저, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열하는 것이 바람직하다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.

상기 재가열은 1150~1280℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 재가열시 온도가 1150℃ 미만이면 주조시 편석된 석출 원소들이 재고용되지 못하며, 반면 그 온도가 1280℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립도가 증가하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.

상술한 온도범위에서의 재가열은 120~400분(min) 내에서 행할 수 있다.

[열간압연]

상술한 바에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조할 수 있다.

이때, 마무리 열간압연시의 온도를 880℃ 이상으로 제어함으로써 미재결정립이 과도하게 생성되는 것을 제한하는 것이 바람직하다. 즉, 마무리 열간압연시 온도가 880℃ 미만이면 미재결정립 분율이 과도하게 높아져 결정립내에 많은 전위가 도입됨에 따라 연성이 크게 열위하게 되는 문제가 있다.

보다 유리하게는 880~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.

[냉각 및 권취]

상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 권취할 수 있다.

이때, 평균 냉각속도 5℃/s 이상으로 650℃ 이하의 온도범위까지 냉각한 후 그 온도에서 권취할 수 있다.

상기 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 조대한 탄화물이 형성되어 강의 성형성을 저해하므로 바람직하지 못하다. 상기 평균 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 설비 사양에 따라 적절히 선택할 수 있다. 일 예로, 100℃/s 이하로 행할 수 있다.

또한, 냉각종료온도 즉, 권취온도가 650℃를 초과하게 되면 권취 이후 상온까지 냉각하는 동안에 조대한 탄화물이 형성되는 문제가 있다. 상기 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하며, 상온에서 행하더라도 문제가 없다. 여기서 상온은 15~35℃ 정도의 온도를 의미한다.

[냉간압연]

상기에 따라 냉각 및 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다. 이때, 냉간압연을 행하기에 앞서 열연강판의 표면 스케일(scale)의 제거를 위하여 산세 공정을 행할 수 있다.

상기 냉간압연은 30~65%의 냉간압하율로 행할 수 있다. 만일, 냉간압하율이 30% 미만이면 후속하는 소둔 열처리시 재결정 구동력이 적어져 목표 수준의 강도를 확보하기 어려워진다. 반면, 65%를 초과하게 되면 롤(roll)의 압력(force)이 심해져 냉연판 파단이 발생할 우려가 있다.

[소둔 열처리]

상술한 바에 따라 제조된 냉연강판을 소둔 열처리할 수 있다.

본 발명의 하나의 측면에서는, 소둔 열처리시 본 발명에서 의도하는 바대로 미재결정 조직을 확보하기 위하여, Tnr(완전 재결정 온도) 이하의 온도에서 행할 수 있다.

보다 바람직하게 상기 소둔 열처리는 Tnr-100℃~Tnr-10℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 소둔 온도가 Tnr-100℃ 미만이면 미재결정 조직의 분율이 과도하게 높아져 성형성이 저하될 우려가 있으며, 반면 Tnr-10℃를 초과하게 되면 충분한 분율로 미재결정 조직을 확보할 수 없게 된다.

본 발명에서 제안하는 합금조성에 의할 경우 냉간압연시 강판 표층이 내부에 비해 변형이 많이 일어나며, 이후의 소둔시 상술한 온도범위에서 300초 이하로 제어할 때 강판 표층의 온도가 내부에 비해 높아 상대적으로 표층의 재결정 분율을 높게 유지할 수 있다. 이로 인해, 본 발명의 강판은 표층에서의 재결정 분율이 높고, V 편석량을 제어하는 효과가 있다.

한편, 강판의 Tnr 온도는 성분계에 따라 달라지나, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 경우에는 700~850℃ 온도범위일 수 있다.

[스킨패스압연]

상술한 바에 따라 소둔 열처리를 완료한 후 스킨패스압연을 행할 수 있다.

상기 스킨패스압연은 길이방향 연신율 0.1~3.0% 범위로 행할 수 있다. 상기 연신율이 0.1% 미만이면 강판 표층의 미재결정 분율을 증가시키는 효과를 얻을 수 없으며, 반면 3.0%를 초과하게 되면 과도한 압연에 의해 형상이 불량해지는 문제가 있다.

즉, 상술한 조건으로 스킨패스압연을 행하는 것에 의해, 강판 중심부 대비 표층의 미재결정 분율이 높아지며, 이를 통해 두께 방향으로 균일한 물성을 가지도록 할 수 있는 것이다.

한편, 필요에 따라 스킨패스압연이 완료된 냉연강판에 대해서 도금하여 도금강판으로 제조할 수 있다. 상기 도금공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 아연도금욕에 침지하는 용융아연도금, 전기도금 또는 합금화용융도금처리를 행할 수 있다.

상술한 도금공정은 통상의 방법 및 조건에 의할 것인 바, 특별히 한정하지 아니한다.

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 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 이를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 각각의 냉연강판을 제조하였다.

이후, 각 냉연강판의 기계적 물성을 평가하고, 조직을 관찰하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

구체적으로, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El)의 측정을 위해 인장시험을 행하였으며, 연신율은 총 연신율을 의미한다.

또한, 굽힘 특성의 평가를 위하여 각 시편에 대해 굽힘 T 테스트를 행하였다. 이는 시편을 180도 굽힘 시험한 후 표면에 크랙 발생 여부를 평가하는 테스트이다. 이때, 0T 부터 5T까지 시험을 수행하였으며 0T는 시편 사이에 동일 두께의 소재를 끼우지 않고 180도 굽힘 시험한 경우, 5T는 시편 사이에 동일 두께의 소재를 5개 끼우고 180도 굽힘 시험한 경우를 의미한다.

굽힘 특성 결과로서, 0T는 굽힘시 그 사이에 동일 두께의 소재를 끼우지 않고도 180도까지 굽히는 동안 크랙이 발생하지 않는 경우를 의미하며, 1T는 굽힘시 그 사이에 동일 두께의 소재를 1개 끼우고 180도까지 굽히는 동안 크랙이 발생하지 않는 경우를 의미한다. 이를 기준으로 굽힘 특성 결과를 표기하였다.

그리고, LDR(Limit Drawing Ratio) 평가는 지름 50mm로 편칭하여 컵 성형을 행함으로써 진행하였으며, 이때 이어링(earing)이 발생하지 않고, 크랙이 발생하지 않은 온전한 컵 성형이 되는 한계 성형비로 나타내었다.

한편, 미세조직은 각 시편을 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 각 상(phase)의 종류 및 분율을 측정하였다.

구분	합금조성 (중량%)										관계식1
구분	C	Mn	Si	Al	P	S	N	V	Mo	Ti	관계식1
비교강1	0.25	17.0	0	1.8	0.01	0.002	0.008	0.10	0.05	0.07	0.2
발명강1	0.43	22.0	0.1	0.1	0.01	0.002	0.008	0.40	0.10	0.08	0.2
비교강2	0.60	18.0	0	1.5	0.01	0.002	0.008	0.70	0.10	0	-0.1
발명강2	0.60	17.0	0.2	0.2	0.01	0.002	0.008	0.18	0.34	0.08	1.86
비교강3	0.61	16.4	0	0.6	0.01	0.002	0.008	0.49	0	0.075	-0.49
발명강3	0.66	15.1	1.0	0.1	0.01	0.002	0.008	0.29	0.21	0.073	0.97
비교강4	0.60	18.0	0	1.5	0.01	0.002	0.008	0.85	0.10	0	-0.25

구분	재가열 온도(℃)	재가열 시간(min)	FDT (℃)	CT (℃)	냉각속도 (℃/s)	냉간 압하율(%)	소둔		스킨패스 압연(%)
구분	재가열 온도(℃)	재가열 시간(min)	FDT (℃)	CT (℃)	냉각속도 (℃/s)	냉간 압하율(%)	온도(℃)	시간(초)	스킨패스 압연(%)
비교강 1	1250	212	915	550	17.5	50	720	91	0
발명강 1	1250	220	951	470	15.5	40	710	61	1.0
비교강 2	1210	212	960	543	21.4	30	730	75	0.02
발명강 2	1240	351	943	446	25.4	44	790	75	1.5
비교강 3	1280	231	916	440	17.5	56	700	300	0.01
발명강 3	1240	235	945	611	15.9	56	750	58	2.5
비교강 4	1260	240	973	442	20.0	47	715	72	2.5

(표 2에서 FDT는 마무리 열간압연시 온도, CT는 권취 온도를 의미한다.)

구분	조직 상분율 (%)	미재결정 분율			V 편석량			기계적 물성
구분	조직 상분율 (%)	R1 (%)	R2 (%)	R2/R1	Vs (wt%)	Vc (wt%)	Vs/Vc	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	굽힘 T시험	LDR
비교강1	γ70+ε-M 30	-	-	-	-	-	-	507	817	44	3T	1.5 미만
발명강1	γ95 이상	25.8	24	0.93	0.40	0.50	0.80	810	1157	42	1T	1.7
비교강2	γ95 이상	21	27	1.29	0.65	1.00	0.65	710	1115	37	3T	1.5 미만
발명강2	γ95 이상	15.2	13	0.86	0.16	0.18	0.89	742	1091	44	0T	1.8
비교강3	γ95 이상	14	21	1.50	0.53	0.90	0.59	804	1218	33	5T 초과	1.5 미만
발명강3	γ95 이상	9.8	7.9	0.81	0.30	0.35	0.86	926	1319	40	1T	1.6
비교강4	γ95 이상	36.2	35	0.97	0.60	1.05	0.57	842	1215	21	4T	1.5 미만

(표 3에서 R1은 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 미재결정 분율, R는 두께방향 1/4t~1/2t 영역 내 미재결정 분율을 의미한다. 또한, Vs는 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 V 편석량, Vc는 두께방향 1/4t~1/2t 영역 내 V 편석량을 의미한다.

또한, 상기 표 3에서 γ는 오스테나이트 상, ε-M은 입실론 마르텐사이트 상을 의미하며, 상기 γ을 제외한 나머지는 페라이트, 입실론 마르텐사이트, 알파 프라임 마르텐사이트 중 1종 이상이다.)

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성, 성분관계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3은 항복강도를 700MPa 이상으로 확보하면서, 인장강도 1000MPa 이상 및 연신율 35% 이상으로 확보할 수 있다.

뿐만 아니라, 굽힘 특성이 우수함에 따라 컵 성형시 이어링, 크랙 등의 발생이 없는 컵 성형이 가능하였다.

반면, C 함량이 불충분하고 Si을 함유하지 아니한 비교강 1은 미세조직 중에 입실론 마르텐사이트 상이 형성되었으며, 이에 따라 기계적 물성이 열위하였다.

본 발명에서 제안하는 관계식 1을 만족하지 못하고, 제조조건도 벗어난 비교예 2 및 3은 두께방향 미재결정 분율이 고르지 못하고, V 편석량의 제어가 어려움에 따라 연성이 열위하였으며, 굽힘성 및 성형성의 향상이 불가능하였다.

뿐만 아니라, 제조조건이 본 발명을 만족하였더라도 관계식 1을 만족하지 못하는 비교예 4의 경우에도 의도하는 조직을 확보할 수 없었으며, 물성도 열위하였다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.3~0.9%, 망간(Mn): 15~25%, 알루미늄(Al): 2.0% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.001~2.0%, 바나듐(V): 0.001~2.0%, 잔부 Fe와 기타 불순물을 포함하고, 상기 Mo 및 V은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직으로 오스테나이트 상을 면적분율 90% 이상으로 포함하며, 상기 오스테나이트 상 중 미재결정 조직의 분율이 10~30%인 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판.

[관계식 1]
(6×Mo)-V ≥ 0
(관계식 1에서 Mo과 V은 중량함량을 의미한다.)
제 1항에 있어서,
상기 강판은 중량%로, 티타늄(Ti): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.01% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 미재결정 분율(R1)과 두께방향 1/4t~1/2t(여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미함) 영역 내 미재결정 분율(R2)의 비(R2/R1)가 1 이하인 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 표면으로부터 두께방향 5㎛ 이내의 V 편석량(Vs)과 두께방향 1/4t~1/2t(여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미함) 영역 내 V 편석량(Vc)의 비(Vs/Vc)가 0.7~1.0인 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 700MPa 이상의 항복강도, 1000MPa 이상의 인장강도 및 35% 이상의 연신율을 가지는 것인 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.3~0.9%, 망간(Mn): 15~25%, 알루미늄(Al): 2.0% 이하, 실리콘(Si): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.001~2.0%, 바나듐(V): 0.001~2.0%, 잔부 Fe와 기타 불순물을 포함하고, 상기 Mo 및 V은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1150~1280℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 650℃ 이하로 냉각하여 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 30~65%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계; 및
상기 소둔 후 스킨패스압연하는 단계를 포함하고,
상기 소둔 열처리는 Tnr(완전 재결정 온도)-100℃~Tnr-10℃의 온도범위에서 행하는 것인 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.

[관계식 1]
(6×Mo)-V ≥ 0
(관계식 1에서 Mo과 V은 중량함량을 의미한다.)
제 6항에 있어서,
상기 스킨패스압연은 길이방향으로 행하며, 0.1~3.0%의 연신율로 행하는 것인 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, 티타늄(Ti): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.01% 이하로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.