KR20220084651A - 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강에 관한 것이며, 구체적으로 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BENDABILITY AND FORMABIITY AND MATHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강에 관한 것이며, 구체적으로 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 자동차 산업분야에서는 CO2 배출 관련 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비 향상 또는 내구성 향상을 위하여 고강도 강의 사용이 요구되고 있다.
특히, 자동차의 충격 안정성의 규제가 확대되면서, 차체의 내충격성 향상을 위한 멤버(member), 시트레일(seat rail), 필러(pillar) 등과 같은 구조 부재의 소재로서 강도가 우수한 고강도 강이 채용되고 있다.
이러한 자동차 부품은 안정성, 디자인에 따라 복잡한 형상을 가지며, 주로 프레스 금형으로 성형하여 제조하므로, 고강도와 더불어 높은 수준의 성형성이 요구된다.
강의 강도가 높을수록 충격 에너지 흡수에 유리한 특징을 가지는 반면, 일반적으로 강도가 높아지면 연신율이 감소하게 되어 성형 가공성이 저하되는 문제점이 있다. 뿐만 아니라, 항복강도가 과도하게 높은 경우에는 성형시 금형에서 소재의 유입이 감소함에 따라 성형성이 열위하게 되고, 제조 단가가 상승하는 문제가 있다.
또한, 자동차 부품은 구멍을 가공한 후 확장하는 성형 부위가 다수이므로, 원활한 성형을 위해 굽힘성(Bendability, 벤딩성)이 요구되나, 고강도 강은 굽힘성이 낮아 성형 중 크랙(crack)과 같은 결함이 발생하는 문제가 있다. 이와 같이, 벤딩성이 열위하면 자동차 충돌시 부품 성형부에서 크랙이 발생하여 부품이 쉽게 파괴되면서 탑승자의 안전이 위협받을 우려가 있다.
한편, 자동차용 소재로 사용되는 고강도 강으로는, 대표적으로 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강), 페라이트-베이나이트강(Ferrite Bainite steel, FB강) 등이 있다.
초고장력 강인 DP강은 대략 0.5~0.6 수준의 낮은 항복비를 가지므로 가공이 쉽고, TRIP강 다음으로 높은 연신율을 가지는 장점이 있다. 이에, 주로 도어 아우터, 시트레일, 시트벨트, 서스펜션, 암, 휠 디스크 등에 적용되고 있는 실정이다.
TRIP강은 0.57~0.67 범위의 항복비를 가짐에 의해 우수한 성형성(고연성)을 나타내는 특징이 있으며, 이에 멤버, 루프, 시트벨트, 범퍼레일 등과 같은 고성형성을 요구하는 부품에 적합하다.
CP강은 저항복비와 더불어 높은 연신율과 굽힘가공성에 의해 사이드 패널, 언더바디 보강재 등에 적용되며, FB강은 구멍확장성이 우수하여 주로 서스펜션 로어암이나 휠 디스크 등에 적용된다.
이 중, DP강은 주로 연성이 우수한 페라이트와 강도가 높은 경질상(마르텐사이트 상, 베이나이트 상)으로 구성되며, 미량의 잔류 오스테나이트가 존재할 수 있다. 이러한 DP강은 항복강도가 낮고, 인장강도가 높아 항복비(Yield Ratio, YR)가 낮으며, 높은 가공경화율, 고연성, 연속항복거동, 상온 내시효성, 소부경화성 등이 우수한 특성을 가진다. 또한, 각 상(phase)의 분율과 재결정도, 분포 균일도 등을 제어함에 의해 굽힘성이 높은 고강도 강으로 제조할 수 있다.
그런데, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위해서는 강도 향상에 유리한 마르텐사이트 상과 같은 경한상(hard phase)의 분율을 높여야 하는데, 이 경우 항복강도가 상승하여 프레스 성형 중에 크랙(crack) 등의 결함이 발생하는 문제가 있다.
일반적으로 자동차용 DP강은 제강 및 연주 공정을 통해 슬라브를 제작한 다음, 이 슬라브에 대해 [가열-조압연-마무리 열간압연]하여 열연코일을 얻은 후 소둔 공정을 거쳐 최종 제품으로 제조한다.
여기서, 소둔 공정은 주로 냉연강판의 제조시 행해지는 공정으로, 냉연강판은 열연코일을 산 세척하여 표면 스케일(scale)을 제거하고, 상온에서 일정의 압하율로 냉간압연한 후, 소둔 공정과 필요에 따라 추가적인 조질압연 공정을 거쳐 제조된다.
냉간압연하여 얻은 냉연강판(냉연재)은 그 자체가 매우 경화된 상태로서, 가공성을 요구하는 부품을 제작하는 데에는 부적합하므로, 후속 공정으로 연속소둔로 내에서의 열처리를 통해 연질화시켜 가공성을 향상시킬 수 있다.
일 예로, 소둔 공정은 가열로 내에서 강판(냉연재)을 대략 650~850℃로 가열한 뒤 일정시간 유지함으로써 재결정과 상 변태 현상을 통해 경도를 낮추고 가공성을 개선할 수 있다.
소둔 공정을 거치지 않은 강판은 경도 특히, 표면경도가 높고 가공성이 부족한 반면, 소둔 공정이 행해진 강판은 재결정 조직을 가짐으로써 경도, 항복점, 항장력이 낮아져 가공성의 향상을 도모할 수 있다.
DP강의 항복강도를 낮추는 대표적인 방법으로서, 연속소둔시 가열 공정에서 페라이트를 완전하게 재결정시켜 등축정 형태로 제조함으로써, 후속 공정에서 오스테나이트의 생성 및 성장될 때 등축정 형태가 되도록 하여, 입자 크기가 작고 균일한 오스테나이트 상을 형성하는 것이 유리하다.
한편, 고강도 강의 가공성을 향상시키기 위한 종래기술로서, 특허문헌 1은 조직 미세화에 따른 방안을 제시하며, 구체적으로 마르텐사이트 상을 주체로 하는 복합조직강판에 대해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시키는 방법을 개시한다. 그러나, 이 기술은 양호한 미세 석출상 입자를 얻기 위해 2~5%의 Cu 첨가를 요구하는 바, 다량의 Cu에 기인한 적열 취성이 발생할 우려가 있고, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.
특허문헌 2는 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트(pearlite)를 2~10면적%로 포함하는 조직을 가지며, 탄·질화물 형성 원소(ex, Ti 등)의 첨가를 통한 석출 강화 및 결정립 미세화로 강도를 향상시킨 강판을 개시한다. 상기 강판은 구멍확장성 측면에서는 양호한 반면, 인장강도를 더욱 높이는 데에 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레시 성형시 크랙이 발생하는 문제가 있다.
특허문헌 3은 템퍼드 마르텐사이트 상을 활용한 고강도와 고연성을 동시에 얻으며, 연속소둔 후의 판 형상도 우수한 냉연강판을 제조하는 기술을 개시하지만, 강 중 탄소(C)의 함량이 0.2% 이상으로 높아 용접성이 열위하는 문제와 더불어, 다량의 Si 첨가에 기인한 로내 덴트 결함이 발생하는 문제가 있다.
전술한 종래기술들로부터 미루어볼 때, 용접성 등의 물성이 충족되는 고강도 강의 굽힘성 등과 같은 성형성을 향상시키기 위해서는 항복강도는 낮추되 연성을 향상시킬 수 있는 방안의 개발이 요구된다.
일본 공개특허공보 제2005-264176호 한국 공개특허공보 제2015-0073844호 일본 공개특허공보 제2010-090432호
본 발명의 일 측면은, 자동차 구조부재용 등으로 적합한 소재로서, 낮은 항복비, 높은 강도를 가지면서, 연성의 향상을 통해 굽힘성 등의 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
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): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 35~50%의 페라이트 및 35~45%의 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트를 포함하며, 상기 페라이트는 면적분율 8~15%의 미재결정 페라이트 및 27~35%의 재결정 페라이트로 이루어지는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 열연강판을 상온까지 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 연속소둔 처리하는 단계; 상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 300~580℃의 온도범위까지 5~50℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 냉간압연은 7 패스(pass) 이하로 행하며, 총 압하율이 55~70%인 것을 특징으로 하는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도를 가짐에도 굽힘성(3점 굽힘성)이 우수하여 성형성과 충돌 저항성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
이와 같이, 성형성이 향상된 본 발명의 강판은 프레스 성형시 크랙 또는 주름 등의 가공 결함을 방지할 수 있으므로, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 구조용 등의 부품에 적합하게 적용하는 효과가 있다. 나아가, 그러한 부품이 적용된 자동차가 불가피하게 충돌하는 경우, 크랙 등의 결함이 잘 형성되지 않도록 내충돌성이 향상된 소재를 제조하는 데에도 효과적이다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교강의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 냉간압연시 압하율에 따른 물성의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 소둔 온도에 따른 물성의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 자동차용 소재 중 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 사용할 수 있는 수준의 성형성을 가지는 소재를 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.
특히, 본 발명자들은 강의 연성에 영향을 미치는 연질상의 충분한 재결정을 유도함으로써 목표하는 바를 달성할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외)를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.05~0.12%
탄소(C)는 고용강화를 위해 첨가되는 중요한 원소이며, 이러한 C는 석출원소와 결합하여 미세 석출물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여한다.
상기 C의 함량이 0.12%를 초과하게 되면 경화능이 증가하여 강 제조시 냉각 중에 마르텐사이트가 형성됨에 따라 강도가 과도하게 상승하는 한편, 연신율의 감소를 초래하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하게 되어 부품으로 가공시 용접결함이 발생할 우려가 있다. 한편, 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 목표 수준의 강도 확보가 어려워진다.
따라서, 상기 C는 0.05~0.12%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 0.06% 이상으로 포함할 수 있으며, 0.10% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 2.0~3.0%
망간(Mn)은 강 중의 황(S)을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하며, 강을 고용강화시키는 데에 유리한 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 2.0% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도 확보에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높고, 동시에 경화능의 증가로 마르텐사이트가 보다 용이하게 형성됨에 따라 연성이 저하될 우려가 있다. 또한, 조직 내 Mn-Band(Mn 산화물 띠)가 과도하게 형성되어 가공 크랙과 같은 결함 발생의 위험이 높아지는 문제가 있다. 그리고, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mn은 2.0~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.2~2.8%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 변태를 촉진시켜 목표 수준의 페라이트 분율을 확보하는 데에 유리하다. 또한, 고용 강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높이는데 효과적이고, 강의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보하는 데에 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 고용강화 효과가 과도해져 오히려 연성이 저하되며, 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질에 악영향을 미치게 된다. 또한, 화성처리성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Si은 0.5% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다. 보다 유리하게는 0.1% 이상으로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외)
크롬(Cr)은 베이나이트 상의 형성을 용이하게 하는 원소이며, 소둔 열처리시 마르텐사이트 상의 형성을 억제하는 한편, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 베이나이트 상이 과도하게 형성되어 연신율이 감소하며, 입계에 탄화물이 형성되는 경우 강도 및 연신율이 열위할 우려가 있다. 또한, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Cr은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Nb의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 열위할 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Nb은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외)
티타늄(Ti)은 미세 탄화물을 형성하는 원소로서 항복강도 및 인장강도 확보에 기여한다. 또한, Ti은 강 중 N를 TiN으로 석출시켜 강 중에 불가피하게 존재하는 Al에 의한 AlN의 형성을 억제하는 효과가 있어, 연속주조시 크랙의 발생 가능성을 저감시키는 효과가 있다.
이러한 Ti의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소 우려가 있다. 또한, 연속주조시 노즐 막힘을 유발할 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ti은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외)
보론(B)은 소둔 열처리 후 냉각 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이나, 그 함량이 0.0025%를 초과하게 되면 B이 표면에 과다하게 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다.
따라서, 상기 B은 0.0025% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%
알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화 효과 및 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량이 0.02% 미만이면 안정된 상태로 알루미늄 킬드강을 제조할 수 없다. 반면, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 결정립이 미세화되어 강도가 향상되는 효과가 있지만, 제강 연주 조업시 개재물의 과다한 형성으로 도금강판의 표면 불량이 발생할 우려가 높아진다.
따라서, 상기 sol.Al은 0.02~0.05%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.05% 이하(0%는 제외)
인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 저하시키지 않으면서 강도 확보에 유리한 원소이다. 하지만, 이러한 P을 과잉 첨가할 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판 파단 발생 가능성이 증가하며, 도금 표면 특성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.05% 이하로 제어할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이고, 연성을 저해하므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, S은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 고용 강화 원소이나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 취성이 발생할 위험성이 커지며, 강 중 Al과 결합하여 AlN을 과다하게 석출시킴에 의해 연주 품질을 저해할 우려가 있다.
따라서, 상기 N는 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 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.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 페라이트와 경한상(hard phase)인 베이나이트 상과 마르텐사이트 상으로 구성될 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 강판은 페라이트 상을 면적분율 35~50%로 포함하며, 베이나이트 상을 35~45%로 포함할 수 있다. 그 외 잔부로는 마르텐사이트 상을 포함할 수 있으며, 이에 더하여 미량의 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있다.
상기 페라이트 상은 미재결정 페라이트와 재결정 페라이트로 구성되며, 상기 미재결정 페라이트는 면적분율 8~15%, 재결정 페라이트는 면적분율 27~35%로 포함할 수 있다.
페라이트의 미재결정도가 높을수록 조직 내 불균일성이 높아져 가공성이 열위할 우려가 있는 바, 적정 재결정을 통해 강 내 균일 조직의 형성을 유도하는 것이 바람직하다.
상기 미재결정 페라이트의 분율이 8% 미만이면 재결정이 과도하게 진행되어 강도 측면에서 열위할 우려가 있다. 반면, 그 분율이 15%를 초과하게 되면 연신된 경질상이 조직 내에서 편중되어 분포됨에 따라 항복강도가 과도하게 높아져 가공성의 확보가 어려워진다.
상기 베이나이트 상의 분율이 과도하게 높으면 상대적으로 연질상의 분율이 낮아져 목표 수준의 성형성을 확보할 수 없게 되며, 반면 그 분율이 35% 미만이면 굽힘성이 열위할 우려가 있다.
상기 페라이트 및 베이나이트 상을 제외한 조직 중 마르텐사이트 상은 그 분율에 대해 구체적으로 한정하지는 아니하나, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위하여 면적분율 20% 이하(0% 제외)로 포함하는 것이 유리하다. 상기 마르텐사이트 상의 분율이 20%를 초과하게 되면 연성이 저하되어 목표 수준의 가공성을 확보하기 어려워진다.
한편, 상기 잔류 오스테나이트 상은 그 분율이 3%를 넘지 않는 것이 유리하며, 0% 이더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
상술한 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 0.5~2.5mm의 두께를 가지며, 인장강도 980MPa 이상, 항복강도 550~650MPa, 연신율(총 연신율)이 12% 이상으로 고강도와 더불어 고연성의 특성을 가질 수 있다.
더불어, 상기 강판은 90도 이상의 3점 굽힘각을 가짐으로써 굽힘성(벤딩성)이 우수한 효과를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속소둔]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이하 각 공정에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
먼저, 전술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다.
본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 가열 공정의 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1100~1300℃의 온도 범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 출구측 온도 Ar3 이상~1000℃ 이하에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3 미만이면 열간 변형 저항이 급격히 증가하고, 열연코일의 상(top)부, 하(tail)부 및 에지(edge)부가 단상 영역으로 되어 면내 이방성이 증가되어 성형성이 열화될 우려가 있다. 한편, 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 상대적으로 압연 하중이 감소하여 생산성에는 유리한 반면, 두꺼운 산화 스케일이 발생할 우려가 있다.
보다 구체적으로, 상기 마무리 열간압연은 760~940℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 코일 형상으로 권취할 수 있다.
상기 권취는 400~700℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 만일, 권취 온도가 400℃ 미만이면 마르텐사이트 또는 베이나이트 상이 과다하게 형성되어 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래하여, 이후의 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하게 되면 표면 스케일이 증가하여 산세성이 열화되는 문제가 있다.
[냉각]
상기 권취된 열연강판을 상온까지 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 권취된 열연강판은 이송, 적치 등의 과정을 거친 후 냉각이 행해질 수 있으며, 냉각 이전의 공정이 이에 한정되는 것은 아님을 밝혀둔다.
이와 같이, 권취된 열연강판을 일정 속도로 냉각을 행함으로써 오스테나이트의 핵생성 사이트(site)가 되는 탄화물을 미세하게 분산시킨 열연강판을 얻을 수 있다.
[냉간압연]
상기에 따라 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다.
본 발명의 발명자들은 본 발명과 같은 기술분야에서 냉연강판의 제조를 위해 일반적인 연속압연기(ex, 롤 스탠드 5개 이상)를 이용한 멀티-스탠드(multi-stand) 공정의 경우, 목표로 하는 두께로의 압연에는 문제가 없으나, 재질 균일성을 확보하는 데에 한계가 있고, 생산성에도 한계가 있음을 확인하였다. 이에, 본 발명은 상술한 냉간압연 공정의 한계를 극복할 수 있는 방안으로서, 극박냉간압연기(ZRM)를 이용하여 냉연강판을 제조하는 방법을 제공하는 특징이 있다. 예컨대, 한 쌍의 워크 롤(work roll)과, 상기 워크 롤에 다수(ex, 17~19개 정도)의 백업 롤(back roll)이 연결된 압연기일 수 있으며, 압연하중에 도달 가능하다면 이것만으로 한정하는 것은 아님을 밝혀둔다.
구체적으로, 상기 극박냉간압연기(ZRM)를 이용한 냉간압연은 7회 이하의 패스(pass), 바람직하게는 5~7회의 패스로 행할 수 있으며, 기존 연속압연기(8~14회 패스) 대비 낮은 패스로 행하는 특징이 있다.
또한, 본 발명은 상기 7회 이하의 패스를 1 스탠드(stand)로 설정할 수 있으며, 총 압하율 55% 이상, 바람직하게는 55~70%로 강압하가 가능한 바, 경제적으로 유리한 효과가 있다.
상기 냉간압연시 총 압하율이 55% 미만이면 페라이트 재결정이 지연되어 미세하고 균일한 오스테테이트 상을 얻기 어렵다. 반면, 상기 총 압하율이 70%를 초과하게 되면 과도한 재결정 및 미세립 생성에 의해 항복강도가 지나치게 상승하여 가공성의 저하를 유발하거나, 소둔 중에 재결정 및 회복이 과도하게 일어나면서 상 변태를 억제시켜 저온변태상의 형성이 어려워지며, 그로 인해 목표 수준의 강도를 확보하지 못할 우려가 있다.
본 발명에서는 상기 극박냉간압연기를 이용한 냉간압연시 적은 횟수의 패스로도 목표 두께까지 구현할 수 있으며, 다만 열연강판의 두께가 4.0mm 이상의 후물재의 경우에는 리버싱 밀(reversing mill)을 활용하여 냉간압연을 15~20회(패스) 반복 함으로써 목표 압하율을 달성할 수 있다. 이 경우에는 15~20 패스를 1 스탠드(stand)로 설정할 수 있다. 리버싱 압연기는 박물재 압연에 사용되는 압연기의 일종으로서, 한 쌍의 롤(roll) 사이에서 소재를 왕복시키면서 압연하는 압연기를 일컬으며, 상기 소재의 왕복시 편도를 1회(패스)로 설정할 수 있다.
전술한 바와 같이, 본 발명은 강압하에 의한 냉간압연을 행함으로써, 제조되는 냉연강판의 재질 균일성을 더욱 향상시킬 수 있으며, 기존 냉연강판 대비 두께를 더 얇게 확보하는 효과가 있다.
바람직하게, 본 발명의 냉연강판은 0.5~2.5mm의 두께를 가질 수 있다.
본 발명은 상기 냉간압연 전에 열연강판을 산세 처리할 수 있으며, 상기 산세 처리 공정은 통상의 방법으로 행할 수 있음을 밝혀둔다.
[연속소둔]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속소둔 처리하는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔 처리는 일 예로 연속소둔로(CAL)에서 행해질 수 있다.
통상, 연속소둔로(CAL)는 [가열대 - 균열대 - 냉각대 (서냉대 및 급냉대) - (필요에 따라, 과시효대)]로 구성될 수 있는데, 이와 같은 연속소둔로에 냉연강판을 장입한 후 가열대에서 특정 온도로 가열하며, 목표 온도에 도달한 후 균열대에서 일정시간 유지하는 공정을 거치게 된다.
본 발명에서 상기 연속소둔시 가열대와 균열대의 온도를 동일하게 제어할 수 있으며, 이는 가열대의 종료온도와 균열대의 시작온도를 동일하게 제어함을 의미한다.
구체적으로, 상기 가열대 및 균열대의 온도는 770~810℃로 제어할 수 있다. 상기 온도가 770℃ 미만이면 재결정을 위한 충분한 입열을 가할 수 없게 되며, 반면 그 온도가 810℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고 오스테나이트 상이 과도하게 형성되어 후속 냉각 후 경질상(hard phase)의 분율이 크게 증가하여 강의 연성이 열위할 우려가 있다.
[단계적 냉각]
상기에 따라 연속소둔 처리된 냉연강판을 냉각함으로써 목표로 하는 조직을 형성할 수 있으며, 이때 단계적(stepwise)으로 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기 단계적 냉각은 1차 냉각 - 2차 냉각으로 이루어질 수 있으며, 구체적으로 상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각한 후, 300~580℃의 온도범위까지 5~50℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
이때, 2차 냉각 대비 1차 냉각을 보다 느리게 행함으로써 이후 상대적으로 급냉 구간인 2차 냉각시의 급격한 온도 하락에 의한 판 형상 불량을 억제할 수 있다.
상기 1차 냉각시 종료온도가 650℃ 미만이면 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아지는 반면, 오스테나이트 내의 탄소 농도가 낮아짐에 따라 경질상의 분율이 과도해져 항복비가 증가하며, 그로 인해 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 또한, 균열대와 냉각대(서냉대)의 냉각속도가 너무 커져 판의 형상이 불균일해지는 문제가 발생하게 된다. 상기 종료온도가 700℃를 초과하게 되면 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다.
또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 생산성을 고려하여 1차 냉각 공정을 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
상술한 바에 따라 1차 냉각을 완료한 후에는 일정 이상의 냉각속도로 급냉(2차 냉각)을 행할 수 있다. 이때, 2차 냉각 종료온도가 300℃ 미만이면 강판의 폭 방향 및 길이 방향으로 냉각 편차가 발생하여 판 형상이 열위해질 우려가 있으며, 반면 그 온도가 580℃를 초과하게 되면 경한상을 충분히 확보할 수 없게 되어 강도가 낮아질 수 있다.
또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 경한상(hard phase)의 분율이 과도해질 우려가 있고, 반면 50℃/s를 초과하게 되면 오히려 경한상이 불충분해질 우려가 있다.
한편, 필요에 따라 상기 단계적 냉각을 완료한 후 과시효 처리를 행할 수 있다.
상기 과시효 처리는 상기 2차 냉각 종료온도 후 일정시간 유지하는 공정으로서, 코일의 폭 방향, 길이 방향으로 균일한 열처리가 행해짐으로 형상 품질을 향상시키는 효과가 있다. 이를 위해, 상기 과시효 처리는 200~800초 동안 행할 수 있다.
상기 과시효 처리는 상기 2차 냉각 종료 직후 행할 수 있으므로, 그 온도가 상기 2차 냉각 종료 온도와 동일하거나, 상기 2차 냉각 종료 온도범위 내에서 행해질 수 있다.
전술한 바에 따라 제조된 본 발명의 고강도 강판은 미세조직이 경질상과 연질상으로 구성되며, 특히 최적화된 냉간압연 및 소둔 공정에 의해 페라이트 재결정을 극대화시킴으로써 최종적으로 재결정된 페라이트 기지에 경질상인 베이나이트와 마르텐사이트 상이 균일하게 분포된 조직을 가질 수 있다.
이로부터, 본 발명의 강판은 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가짐에도, 저항복비 및 고연성의 확보로 굽힘성 및 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 강 슬라브를 제작한 후, 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 1시간 가열한 다음, 마무리 압연온도 880~920℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이때, 각 열연강판의 두께는 2.1~3.5mm 이었으며, 냉연재의 두께가 0.8mm인 강 들(표 2 참조)의 경우 열연강판의 두께가 8mm 이었다.
이후, 각각의 열연강판을 650℃에서 권취한 후 0.1℃/s의 냉각속도로 상온으로 냉각하였다. 이후, 권취된 열연강판에 대해 하기 표 2에 나타낸 조건으로 냉간압연 및 연속소둔 처리한 다음, 단계적 냉각(1차-2차) 후 360℃에서 520초간 과시효 처리를 행하여, 최종 강판을 제조하였다.
이때, 단계적 냉각시 1차 냉각은 3℃/s의 평균 냉각속도, 2차 냉각은 20℃/s의 평균 냉각속도로 행하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 인장 및 가공 특성을 평가한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 압연 방향의 수직 방향으로 JIS 5호 사이즈의 인장시험편을 채취한 후 strain rate 0.01/s로 인장시험을 행하였다.
한편, 굽힘성(벤딩성) 평가를 위한 3점 굽힘 시험은 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 의거하여 수행하였으며, 상기 굽힘 시험에서 측정되는 최대 하중시의 변위(displacement)를 VDA 기준에서 각도로 변환하여 굽힘 각도를 측정하였다. 이때의 시편 치수는 60mm×60mm, 굽힘 롤(roll) 직경은 30mm, 롤(roll)간 간격은 2.9mm, 펀치 R값은 0.4mm, 펀치 압입속도는 20mm/min 이었다.
그리고, 조직 상(phase) 중 경질상에 해당하는 베이나이트 및 마르텐사이트 상은 나이탈(nital) 에칭 후 5000배율로 SEM을 통해 관찰하였다. 이때, 관찰된 경질상의 분율을 측정하였다. 그 외, 상(phase) 들에 대해서도 나이탈 에칭 후 SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 각각의 분율을 측정하였다. 이때, 미재결정 페라이트는 이미지 분석기를 통해 전체 페라이트 분율에서 변형 조직이 남아있는 페라이트의 분율로 나타내었다.
추가로, 자동차 구조체 가공 후 용접성의 기준 충족 여부를 확인하기 위하여, 탄소당량(Ceq) 값을 측정하였으며, 하기 식에 따라 계산하였다.
식(1)...Ceq(%)= C + (Si/30) + (Mn/20) + 2P + 4S (여기서, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미한다.)
강번 합금조성 (중량%)
C Mn Si Cr Nb Ti B* sol.Al P S N*
1 0.083 2.29 0.406 0.836 0.049 0.0019 24 0.034 0.0086 0.0008 52
2 0.061 2.89 0.402 0.856 0.051 0.0202 22 0.036 0.0099 0.0016 45
3 0.068 2.27 0.399 0.850 0.047 0.0205 22 0.039 0.0094 0.0008 52
4 0.071 2.60 0.411 0.841 0.049 0.0198 23 0.037 0.0097 0.0007 44
5 0.090 2.12 0.395 0.833 0.048 0.0203 21 0.032 0.0073 0.0024 33
6 0.111 2.08 0.120 0.980 0.048 0.0210 23 0.026 0.0089 0.0009 55
B* 및 N*는 ppm 으로 나타낸 것이다.
강번 냉간압연 소둔 및 냉각 구분
총 압하율
(%)		 패스
수(회)		 최종 두께
(mm)		 소둔 온도*
(℃)		 1차 냉각
종료온도(℃)		 2차 냉각
종료온도(℃)
1 39 3 1.3 760 650 450 비교예 1
2 42 3 1.3 760 650 450 비교예 2
3 48 5 1.3 760 650 450 비교예 3
4 55 5 1.3 770 650 450 발명예 1
5 62 7 1.3 770 650 450 발명예 2
5 90 17 0.8 770 650 450 비교예 4
6 90 17 0.8 770 650 450 비교예 5
1 39 3 1.3 790 650 450 비교예 6
2 42 3 1.3 790 650 450 비교예 7
3 48 5 1.3 790 650 450 비교예 8
4 55 5 1.3 790 650 450 발명예 3
5 62 7 1.3 790 650 450 발명예 4
5 90 17 0.8 790 650 450 비교예 9
6 90 17 0.8 790 650 450 비교예 10
1 39 3 1.3 810 650 450 비교예 11
2 42 3 1.3 810 650 450 비교예 12
3 48 5 1.3 810 650 450 비교예 13
4 55 5 1.3 810 650 450 발명예 5
5 62 7 1.3 810 650 450 발명예 6
5 90 17 0.8 810 650 450 비교예 14
6 90 17 0.8 810 650 450 비교예 15
소둔 온도*는 가열대 및 균열대 온도를 나타낸 것이다.
구분 미세조직 (면적분율%) 기계적 물성
재결정
F		 미재결정
F		 B M R-A YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 항복비
(YS/TS)		 El
(%)		 3점
굽힘각
(°)		 Ceq
(%)
비교예
1		 3.24 32.76 40 23 1 766 1179 0.65 10.7 74 0.231
비교예
2		 14.82 24.18 38 22 1 756 1158 0.65 9.9 84 0.245
비교예
3		 18 22 42 17 1 616 1081 0.57 13.6 87 0.217
발명예
1		 34 15 38 12 1 553 1034 0.53 12.5 90 0.237
발명예
2		 33.84 13.16 38 14 1 598 1077 0.55 13.6 99 0.233
비교예
4		 46.55 2.45 34 16 1 605 970 0.62 17.6 102 0.233
비교예
5		 49.4 2.6 38 9 1 456 888 0.51 17.2 108 0.240
비교예
6		 3.85 31.15 44 20 1 729 1151 0.63 11.1 82 0.231
비교예
7		 15.2 22.8 42 19 1 716 1137 0.63 10.4 79 0.245
비교예
8		 19.27 21.73 41 17 1 646 1078 0.60 11.5 93 0.217
발명예
3		 28.8 11.2 45 14 1 582 1040 0.56 14.5 98 0.237
발명예
4		 31.92 10.08 41 16 1 610 1070 0.57 14.3 94 0.233
비교예
9		 34.2 1.8 45 18 1 667 1055 0.63 16.2 103 0.233
비교예
10		 39.9 2.1 46 11 1 527 989 0.53 16.2 107 0.240
비교예
11		 4.32 31.68 43 20 1 730 1110 0.66 9.9 96 0.231
비교예
12		 15.91 21.09 44 18 1 704 1099 0.64 10.5 92 0.245
비교예
13		 19 19 43 18 1 706 1073 0.66 11.5 93 0.217
발명예
5		 28.12 9.88 43 18 1 647 1061 0.62 14.2 101 0.237
발명예
6		 27.72 8.28 44 19 1 648 1073 0.63 12.1 106 0.233
비교예
14		 33.25 1.75 45 19 1 720 1078 0.67 15.7 108 0.233
비교예
15		 37.05 1.95 42 18 1 657 1063 0.62 16.3 108 0.240
F: 페라이트
B: 베이나이트
M: 마르텐사이트
R-A: 잔류 오스테나이트
YS: 항복강도
TS: 인장강도
El: 연신율
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성과 제조조건 특히, 냉간압연 및 연속소둔 공정이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명예 1 내지 6은 냉간압연 이후 소둔 처리 과정에서 페라이트 재결정이 충분히 일어남에 의해 고강도를 가지면서, 판상 가공에 유리한 항복강도를 가질 뿐만 아니라, 연신율과 3점 굽힘성이 우수하였으며, 이로부터 목표 수준의 성형성의 확보가 가능함을 확인할 수 있다.
특히, 상기 발명예들은 재결정 페라이트의 분율이 27% 이상으로 형성됨으로써 강판의 재질 균일성이 향상된 특징이 있다. 강의 재결정은 소둔 중에 페라이트 원자가 재배열되는 현상으로 재결정도가 높을수록 다양한 방향에서 오스테나이트 변태가 발생하고, 강 전체의 균일 재질도가 높아져 가공성 향상에 유리하다.
반면, 강판 제조공정 중 연속소둔 시 균열 온도가 낮고 냉간압하율이 낮은 비교예 1 내지 2는 재결정이 충분히 일어나지 않은 페라이트 상이 과다하여 항복강도 및 인장강도가 과도하게 높게 나타났으며, 연신율 및 3점 굽힘각 역시 낮아 가공성이 열위한 경우이다. 또한, 비교예 3 역시 연속소둔 시 균열 온도가 낮고 냉간압하율이 낮아 미재결정 페라이트 상이 과다하게 형성되어 3점 굽힘각이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 6, 7, 11 내지 13은 재결정 구동을 위한 소둔 온도는 본 발명을 만족하나, 냉간압연시 총 압하율이 55% 미만으로 제어됨에 의해 연신된 경질상이 발달되었으며, 이로 인해 항복강도 및 인장강도가 과도하게 높아 가공성이 열위하였다.
비교예 8 역시 냉간압연시 총 압하율이 55% 미만인 경우이나, 비교예 6 또는 7 대비 압하율이 높아 가공성 측면에서는 본 발명 수준이나 연성이 열위한 결과를 보였다.
비교예 4-5, 9-10, 14-15는 냉간압연시 총 압하율이 90%로 매우 과도한 경우이다.
이 중, 비교예 4-5 및 10은 냉간압연 이후 소둔 중에 재결정이 과도하게 진행되어 오스테나이트 역변태가 억제됨에 따라 강도가 열위한 경우이다. 오스테나이트 역변태는 재결정 페라이트에서는 잘 일어나지 아니한 바, 재결정 구동력이 매우 높은 환경에서는 오스테나이트의 역변태가 억제될 수 있으며, 그에 따라 냉각시 마르텐사이트의 분율 저하 또는 최종 조직에서 페라이트의 분율이 높게 나타는 결과를 보였다.
비교예 9는 과도한 압하율에 따른 결정립 미세화 효과로 항복강도가 과도하게 높아져 성형이 어렵고, 가공비가 상승되는 결과를 보였다.
비교예 14 및 15는 강압연과 더불어 고온 소둔으로 인해 소둔 과정에서 오스테나이트가 과도하게 형성됨에 따라 냉각시 경질상 분율도 높아져 항복강도가 초과되었다.
도 1은 발명예 3 및 4의 미세조직 사진을 나타낸 것이며, 도 2는 비교예 6 및 7의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 강판은 충분한 분율의 재결정 페라이트 기지(matrix)에 균질하면서 미세한 베이나이트 상과 일정 분율의 마르텐사이트 상이 형성된 것을 확인할 수 있다.
반면, 도 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 6 및 7은 페라이트가 압연 방향으로 연신되어 형성된 것을 확인할 수 있으며, 재결정 부족으로 인해 동일한 형태로 베이나이트가 형성된 것을 알 수 있다. 이러한 베이나이트의 분율이 높아 항복강도 및 항복비가 과도하게 높아지면서 성형성이 열위한 것으로 볼 수 있다.
도 3은 냉간압연시의 압하율에 따른 가공성의 변화를 그래프로 나타낸 것이고, 도 4는 소둔 온도에 따른 가공성의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.
도 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 소둔 조건에서 냉간압연시의 압하율이 55% 이상인 경우, 연신율 및 3점 굽힘각을 동시에 만족할 수 있음을 알 수 있다.
한편, 냉간압연시 45% 이상의 압하율이 적용되는 경우부터 연신율 및 3점 굽힘각의 향상을 도모할 수 있으나, 본 발명에서 목표로 하는 가공성을 확보하기 위해서는 상 변태와 재결정을 제어하는 합금조성 및 소둔 조건 등의 제어가 필요함을 인식할 수 있다 (도 4).

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 면적분율 35~50%의 페라이트 및 35~45%의 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트를 포함하며, 상기 페라이트는 면적분율 8~15%의 미재결정 페라이트 및 27~35%의 재결정 페라이트로 이루어지는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 마르텐사이트 상을 면적분율 20% 이하(0% 제외)로 포함하는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 잔류 오스테나이트 상을 면적분율 3% 이하(0% 포함)로 더 포함하는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도 980MPa 이상, 항복강도 550~650MPa, 총 연신율 12% 이상인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 3점 굽힘각이 90도 이상인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 0.5~2.5mm의 두께를 가지는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 열연강판을 상온까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 연속소둔 처리하는 단계;
    상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각 후 300~580℃의 온도범위까지 5~50℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 냉간압연은 7 패스(pass) 이하로 행하며, 총 압하율이 55~70%인 것을 특징으로 하는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 열간압연은 출구측 온도 Ar3 이상~1000℃ 이하에서 마무리 열간압연하는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 권취 후 냉각은 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 행하는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 연속소둔은 가열대, 균열대 및 냉각대가 구비된 설비에서 행하며, 상기 가열대 및 균열대는 770~810℃의 온도범위로 제어되는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각 후 과시효 처리하는 단계를 더 포함하며,
    상기 과시효 처리는 200~800초간 행하는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  12. 제 7항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께가 4mm 이상일 때,
    상기 냉간압연은 리버싱 밀(reversing mill)을 이용하여 15~20 패스(pass)로 행하는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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CN202180084341.XA CN116601323A (zh) 2020-12-14 2021-11-22 弯曲性和成型性优异的高强度钢板及其制造方法
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Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005264176A (ja) 2004-03-16 2005-09-29 Jfe Steel Kk 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
JP2010090432A (ja) 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20150073844A (ko) 2013-12-20 2015-07-01 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103717773B (zh) * 2011-07-29 2016-05-04 新日铁住金株式会社 弯曲性优异的高强度镀锌钢板及其制造方法
KR101449134B1 (ko) * 2012-10-15 2014-10-08 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP2017066508A (ja) * 2015-10-02 2017-04-06 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法
KR101736619B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-17 주식회사 포스코 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020412B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
CN112752862B (zh) * 2018-09-28 2022-05-06 Posco公司 具有高扩孔性的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板及它们的制造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005264176A (ja) 2004-03-16 2005-09-29 Jfe Steel Kk 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
JP2010090432A (ja) 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20150073844A (ko) 2013-12-20 2015-07-01 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법

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