KR20230074980A - 복수의 강도를 가지는 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

복수의 강도를 가지는 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR20230074980A
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안연상
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Abstract

본 발명은 강판 내 복수의 강도를 가지는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강판 내 복수의 강도가 존재하여 내충돌 특성 및 충격 흡수성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

복수의 강도를 가지는 강판 및 그 제조방법 {STEEL SHEET HAVING MULTI-STRENGTH AND MANUFACTURING METHOD THE SAME}
본 발명은 강판 내 복수의 강도를 가지는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강판 내 복수의 강도가 존재하여 내충돌 특성 및 충격 흡수성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 자동차 산업은 안전 및 환경에 대한 규제가 강화되고 있어, 차량의 연비 향상과 승객의 보호를 위해 차체를 제조할 때 내충돌 특성과 충격 흡수성이 우수한 고강도강이 요구된다. 내충돌 특성을 위해서는 강판의 강도가 우수하여야 하나, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연성이 감소하는 문제점이 발생하므로, 난해한 성형성이 요구되는 부품에 초고강도강의 채용은 제한적인 문제점이 있다.
이를 극복하기 위한 한가지 방법으로 열간 성형강을 활용할 수 있다. 열간 성형강은 철강사에서 제공한 강판에 대하여 고온으로 가열하여 성형한 후 냉각하여 저온 변태상을 강판에 형성시킴으로써 성형이 복잡한 부품에 대해서도 초고강도를 부여할 수 있다. 일례로, 1.5GPa급 열간 성형강은 자동차의 A-pillar와 같이 성형이 복잡하면서도 내충격 특성이 요구되는 초고강도 자동차용 구조부재로서 상업적으로 활용 되고 있다. 하지만, 자동차 부품 제조사의 열간 성형 설비의 투자 및 고온 열처리에 따른 부품의 제조원가가 상승하는 문제점이 있으며, 더욱이 열간 성형강은 강도는 우수하나 연성이 열위하여, 내충돌특성이 필요한 부품에는 적용가능하나 충격 흡수성이 요구되는 부품에 적용은 제한적이다.
종래에 내충돌 특성과 충격 흡수성을 동시에 만족하기 위한 한가지로 TWB 강판을 활용하는 방법이 있다. TWB는 Tailor Welded Blank의 약자로 TWB 기술은 마치 양복을 재단하는 것과 같이 다양한 재질과 두께의 철판을 필요한 모양대로 절단하여 용접한 후 프레스 성형하여 부품을 제작하는 일련의 기술이다. TWB 기술은 전단된 판재를 용접한 후 이를 일체로 성형하여 부품을 제작한다.
일례로, 특허문헌 1은 TWB 공법을 이용한 핫 스탬핑 성형체 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로, 국부적으로 이종강도가 요구되는 부품에 대하여 블랭크 소재를 마련하되, 상대적으로 높은 강도가 요구되는 고강도부에는 1500MPa급 열간 성형강을, 상대적으로 낮은 강도와 높은 연성이 요구되는 고연성부는 저강도 냉연강판을 서로 접합하여, 열간 성형함으로써 이종 강도를 구배하여 내충돌 특성과 충격 흡수성을 동시에 만족하는 방법을 제시하고 있다. 하지만 해당 이종 물성을 구현하기 위해서는 이종간 용접의 문제와 열간 성형에 따른 부품 제조원가 상승의 문제가 있다.
또한, 특허문헌 2에는 레이저 열처리를 이용하여 단일 소재로 국부강화가 가능한 강 제품 제조 방법 및 그 방법에 이용되는 열처리 경화강에 대하여 개시하고 있다. 하지만, 해당 방법은 레이저를 활용하여 대단히 국부적인 영역에 대하여 이종강도 구배가 가능하며 성형 후 부품에 적용 가능하므로 고객사의 비용이 증가하는 문제가 있다.
한국 등록특허공보 제10-1035753호(2011.05.20 공개) 한국 등록특허공보 제10-1119173호(2012.02.22 공개)
본 발명의 일 측면에 따르면 강판 내 복수의 강도를 가지는 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 제 1영역 및 제 2영역을 포함하고,
제 1영역 및 제 2영역은 미세조직으로 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상을 포함하며,
제 1영역과 제 2영역의 최대 편차 조직 분율의 차가 5면적% 이상인 강판을 제공할 수 있다.
상기 강판은 제 1영역과 제 2영역의 인장강도 값의 차가 100MPa 이상일 수 있다.
상기 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05∼0.4%, 실리콘(Si): 0.01∼2.0%, 망간(Mn): 1.0∼4.0%, 알루미늄(Al): 0.01~1.0%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
중량%로, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도범위에서 열간압연하는 단계; 및
상기 열간압연된 강판을 1차 냉각 및 권취하는 단계를 포함하며,
선택적으로 권취 후 2차 냉각단계 또는 후열처리 단계를 포함하고,
하기 조건 중 1개 이상을 만족하는 열연강판 제조방법을 제공할 수 있다.
i) 1차 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 10℃/s 이상의 편차를 가지는 것
ii) 권취 시, 제 1영역과 제 2영역의 권취온도가 100℃/s 이상의 편차를 가지는 것
iii) 2차 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 15℃/s 이상의 편차를 가지는 것
iv) 후열처리 시, 제 1영역과 제 2영역에 50℃ 이상의 온도 편차를 두어 10초 이상 유지하는 것
상기 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05∼0.4%, 실리콘(Si): 0.01∼2.0%, 망간(Mn): 1.0∼4.0%, 알루미늄(Al): 0.01~1.0%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
중량%로, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 후열처리는 100~750℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 열연강판을 소둔, 냉각 및 유지하는 단계를 포함하며,
선택적으로 후열처리 단계를 포함하고,
하기 조건 중 1개 이상을 만족하는 냉연강판 제조방법을 제공할 수 있다.
i) 소둔 시, 제 1영역과 제 2영역의 소둔온도가 20℃ 이상의 편차를 가지는 것
ii) 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 10℃/s 이상의 편차를 가지는 것
iii) 유지 시, 제 1영역과 제 2영역의 유지온도가 20℃ 이상의 편차를 가지는 것
iv) 후열처리 시, 제 1영역과 제 2영역에 50℃ 이상의 온도 편차를 두어 10초 이상 유지하는 것
상기 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05∼0.4%, 실리콘(Si): 0.01∼2.0%, 망간(Mn): 1.0∼4.0%, 알루미늄(Al): 0.01~1.0%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
중량%로, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 후열처리는 100~750℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 강판 내 복수의 강도를 가지는 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 자동차 샤시, 차체의 필러, 시트 레일, 멤버 등에 사용될 수 있는 강판으로, 복수의 강도 구배가 존재하여 내충돌 특성 및 충격 흡수능이 동시에 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따르는 강판 내 강도의 편차를 부여하기 위한 설비의 예시를 간략하게 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따르는 발명예 및 비교예의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)으로 측정한 사진이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명자는 내충돌 특성과 충격 흡수성을 동시에 확보하기 위하여, 단일 소재의 복수 강도 강판을 연구하였다. 그 결과, 제조공정을 제어함으로써, 이종 강판 간의 용접을 실시하지 않아 고객사의 설비 비용도 증가하지 않으며, 목적하는 물성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명에서 강도는 인장시험에 의한 인장강도(Tensile Strength)를 의미하며, 강판은 일정 사이즈로 전단한 블랭크 강판을 의미할 수 있다.
또한, 종래의 TWB 강판의 경우 590MPa급 소재와 1470MPa급 소재의 조합 또는 1180MPa급 소재와 1470MPa급 소재를 이종 용접하여 차체 부품을 제작하므로, 본 발명에서 강판 내 강도 차이가 100MPa 이상을 만족하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05∼0.4%, 실리콘(Si): 0.01∼2.0%, 망간(Mn): 1.0∼4.0%, 알루미늄(Al): 0.01~1.0%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.05∼0.4%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 효과적인 마르텐사이트를 확보하는데 있어서 매우 중요한 성분이다. 탄소(C)의 첨가량이 증가하면 마르텐사이트 및 베이나이트의 분율이 증가하여 인장강도가 증가할 수 있다. 따라서, 고강도 확보를 위해 상기 탄소(C)의 함량을 0.05% 이상으로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 하한은 0.06%일 수 있다. 반면, 그 함량이 증가하면 강도 증가로 인하여 연성이 감소하여, 성형성이 열위하게 되며, 용접성 또한 열위해질 수 있다. 따라서, 탄소(C) 함량의 상한을 0.4%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.36%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.01∼2.0%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고, 고용 강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜 성형성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 그러나, 실리콘(Si) 함량이 0.01% 미만이면 전술한 효과가 적어 성형성을 향상시키기 어렵다. 보다 바람직한 하한은 0.1%일 수 있다. 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하면, 열간압연 시, 강판 표면에 실리콘(Si)에 의한 붉은색 스케일이 형성될 수 있으며, 소둔 공정 중 표면에 농화되어 미도금이 발생할 수 있다. 뿐만 아니라, 표면 산화물의 형성으로 도금 밀착성도 열위하게 되어, 표면품질이 매우 나빠지는 문제점이 있을 수 있다. 보다 바람직한 상한은 1.5%일 수 있다.
망간(Mn): 1.0∼4.0%
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소로서, 경화능을 크게 증가시키는 원소이다. 다만, 망간(Mn)의 함량이 1.0% 미만이면, 첨가에 따른 전술한 효과를 얻을 수 없는 반면, 그 함량이 4.0%를 초과하면 강화 효과가 크게 증가하고 연성이 감소할 수 있다. 또한, 연주 공정에서 슬라브 주조 시, 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고, 열연 후 냉각 시에는 두께 방향으로의 미세조직을 불균일하게 하고, MnS를 형성하여 신장 플랜지성 등의 성형성이 열위해질 수 있다. 보다 바람직한 하한은 1.3%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 3.6%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~1.0%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분으로, 상기 알루미늄(Al) 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하면 N와 결합하여 AlN이 형성되어, 연주 주조 시, 슬라브에 코너 크랙이 발생하기 쉽고, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 보다 바람직하게는 0.02% 이상 포함할 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.6%일 수 있다.
인(P): 0.05% 이하
인(P)은 입계에 편석되어, 템퍼 취성(Temper Brittlement) 발생의 주요 원인이 되며, 용접성 및 인성을 저해하는 문제가 있을 수 있다. 이에, 인(P)은 가능한 0%에 가깝도록 그 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, 강 제조 공정 상 필연적으로 함유되며, 이러한 인(P)의 함량을 줄이기 위한 공정이 까다롭고, 추가 공정으로 인한 생산비용이 증가될 수 있으므로 그 상한을 관리하는 것이 유효하다. 이에, 상기 인(P)은 0.05% 이하로 제한할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.03% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
황(S)은 상술한 P와 함께 강 내에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 문제가 있다. 이에, 황(S) 또한 가능한 0%에 가깝도록 그 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, 그 함량을 줄이기 위한 공정에 소모되는 비용 및 시간을 고려하면 그 상한을 관리하는 것이 유효하다. 이에, 상기 황(S)은 0.02% 이하로 제한할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
질소(N): 0.02% 이하
질소(N)는 강 중 Al과 결합하여 AlN의 알루미나(Alumina)계 비금속 개재물을 형성할 수 있다. 상기 AlN은 연주 품질을 저하시키고, 강판의 취성을 증가시켜 파괴 결함이 발생될 위험성을 증가시킨다. 이에, 상기 질소(N)는 0.02% 이하로 제한할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 중량%로, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 1.5% 이하
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소로, 마르텐사이트 형성에 중요한 역할을 한다. 또한, 강도 상승 대비 연신율의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다. 크롬(Cr)의 함량이 1.5%를 초과하면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열화하는 문제가 있고, 소둔 후 마르텐사이트 분율이 크게 증가하여 연신율 저하를 초래하는 문제가 있다. 따라서, 상기 크롬(Cr)은 1.5% 이하로 포함할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 크롬(Cr)을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없다.
몰리브덴(Mo): 0.5% 이하
몰리브덴(Mo)은 강 내에 탄화물을 형성하는 원소로, 강 중 Ti, Nb 등과 결합하여 강 내에 미세한 탄화물을 형성함으로써 항복강도 및 인장강도 향상에 기여할 수 있다. 이러한 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강의 연신율이 감소하고, 제조 원가를 상승시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 몰리브덴(Mo)은 0.5% 이하로 포함할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 몰리브덴(Mo)을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없다.
티타늄(Ti): 0.1% 이하
티타늄(Ti)은 상기 Mo와 마찬가지로 강 내에 미세한 탄화물을 형성하여, 강의 항복강도 및 인장강도 확보에 기여할 수 있다. 티타늄(Ti)은 질화물을 형성함으로써, 강 내에 함유된 N을 TiN으로 석출시켜 상기 N가 Al과 결합하여 AlN로 석출되는 것을 억제할 수 있으며, 이는 연주 공정에서 크랙이 발생할 위험을 저감하는 효과가 있다. 이러한 티타늄(Ti)의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄화물이 석출되고, 강 내에서 C가 저감됨에 의해 강판의 강도가 저하될 우려가 있다. 뿐만 아니라, 상기 조대한 탄화물로 인해 연주 공정에서 노즐(nozzle) 막힘을 유발될 가능성이 있다. 따라서, 상기 티타늄(Ti)은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 티타늄(Ti)을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없다.
니오븀(Nb): 0.1% 이하
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시, 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 상기 결정립에 미세한 탄화물을 석출하여 강판의 강도를 증가시키는데 기여할 수 있다. 이러한 니오븀(Nb)의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄화물의 형성으로 강 내 C의 함량이 저감되어 강판의 강도 및 연신율이 감소되는 문제가 있으며, 강 제조 원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 상기 니오븀(Nb)은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 니오븀(Nb)을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없다.
바나듐(V): 0.1% 이하
바나듐(V)은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄·질화물을 형성하는 원소로서, 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복강도를 증가시키는 중요한 역할을 하는 원소이다. 바나듐(V) 함량이 0.1% 초과인 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 본 발명에서는 상기 바나듐(V)을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없다.
보론(B): 0.005% 이하
보론(B)은 강 중 고용상태로 존재할 경우, 결정립계를 안정시켜 저온역에서의 강의 취성을 개선하는 효과가 있고, 강의 경화능을 크게 증가시킨다. 따라서, 전술한 효과를 위해 상기 보론(B)을 첨가할 수 있다. 다만, 상기 보론(B)의 함량이 0.005%를 초과하면 소둔 시, 재결정을 지연시키며 표면에 산화물을 형성하여 도금성을 열위하게 할 수 있다. 따라서, 보론(B)의 함량은 0.005% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 보다 바람직하게 상기 보론(B) 함량의 하한은 0.0003%일 수 있고, 그 상한이 0.0025%일 수 있다. 다만, 본 발명에서는 상기 보론(B)을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없다.
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 제 1영역 및 제 2영역을 포함하고, 제 1영역 및 제 2영역은 미세조직으로 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있으며, 제 1영역과 제 2영역의 최대 편차 조직 분율의 차가 5면적% 이상일 수 있다.
본 발명에서는 강판 내 강도가 상이한 제 1영역 및 제 2영역을 포함할 수 있다. 본 발명에서는 제 1영역과 제 2영역의 위치를 특별히 한정하지 않으며, 필요에 따라 강판 내에 영역을 임의로 제 1영역 및 제 2영역으로 설정할 수 있다. 일례로, 강판의 폭 방향 또는 길이방향으로 영역을 구분할 수 있다. 또한, 본 발명의 강판이 제 1영역 및 제 2영역을 포함하는 것일 뿐, 강판이 2개의 영역으로 나누어지는 것으로 한정되는 것은 아니며, 강판은 강도가 상이한 2개 이상의 영역을 가질 수 있다.
상기 제 1영역 및 제 2영역은 미세조직으로 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있다. 본 발명에서는 강도가 상이한 제 1영역과 제 2영역의 미세조직 분율을 측정한 후, 제 1영역에서 측정된 특정 미세조직과 제 2영역에서 측정된 해당 미세조직의 상 분율의 차가 가장 큰 미세조직을 최대 편차 조직으로 정의할 수 있다. 본 발명에서는 목적하는 강도 구배를 확보하기 위하여, 상기 최대 편차 조직 분율의 차가 5% 이상인 것이 바람직하다. 예를 들어, 제 1영역 및 제 2영역의 미세조직이 각각 페라이트 및 베이나이트의 복합조직으로 구비되는 경우, 제 1영역에서 관찰되는 페라이트의 상 분율과 제 2영역에서 관찰되는 페라이트의 상 분율의 차가 제 1영역에서 관찰되는 베이나이트의 상 분율과 제2 영역에서 관찰되는 베이나이트의 상 분율의 차에 비해 큰 경우, 제 1영역의 페라이트 상 분율과 제 2영역의 페라이트 상 분율의 차는 5% 이상인 것이 바람직하다. 상기 최대 편차 조직 분율의 차가 5% 미만일 경우, 본 발명에서 목적하는 강도 구배를 확보하기에 어려움이 있다.
템퍼드 마르텐사이트의 경우, 후열처리에 따라 템퍼링 정도가 달라지므로 이를 미세조직 템퍼드 마르텐사이트 분율의 편차로 정량적으로 나타내기 위하여, 본 발명에서는 후열처리에 의하여 50nm 이상의 시멘타이트가 마르텐사이트 내에 생성되었으면 템퍼드 마르텐사이트로 판단하였다.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 열연강판은 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 1차 냉각 및 권취하고, 선택적으로 2차 냉각 또는 후열처리를 행하여 제조될 수 있으며, 하기 조건 중 1개 이상을 만족할 수 있다.
i) 1차 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 10℃/s 이상의 편차를 가지는 것
ii) 권취 시, 제 1영역과 제 2영역의 권취온도가 100℃/s 이상의 편차를 가지는 것
iii) 2차 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 15℃/s 이상의 편차를 가지는 것
iv) 후열처리 시, 제 1영역과 제 2영역에 50℃ 이상의 온도 편차를 두어 10초 이상 유지하는 것
재가열
본 발명에서는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
재가열 온도가 1100℃ 미만이면, 슬라브의 중심부에 편석된 합금원소가 잔존하고, 열간압연의 개시온도가 너무 낮아 압연 부하가 심해지는 문제가 생긴다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하면, 오스테나이트 결정립의 조대화로 인해 강도가 저하되는 문제가 있다. 따라서, 재가열 온도는 1100~1300℃의 온도범위로 제어하는 것이 바람직하다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도범위에서 열간압연할 수 있다.
열간압연의 온도가 1150℃를 초과하면 열연강판의 온도가 과도하게 높아져 결정립 크기가 조대해지고, 열연강판의 표면품질이 악화될 수 있다. 반면, 그 온도가 800℃ 미만이면, 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립의 발달로 인해, 압연 시, 부하가 증가하고, 양단부의 온도가 크게 감소하여 냉각 시, 불균일한 미세조직이 형성되므로 재질편차가 증가하고 성형성도 악화될 수 있다.
1차 냉각 및 권취
본 발명에서는 열간압연된 강판을 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 10℃/s 이상의 편차를 가지도록 1차 냉각을 행할 수 있다.
상기 냉각속도의 편차가 10℃/s 미만이면 냉각속도에 의한 미세조직의 편차를 유발할 수 없으며, 이로 인하여 강도의 편차를 100MPa 이상 구현하기 어렵다.
본 발명에서는 냉각속도의 편차를 주는 방법은 특별히 한정하지 않으며, 다양한 방법을 적용할 수 있다. 예를 들어, 강판의 폭 방향 또는 길이 방향에 대하여 주수되는 냉각수량을 다르게 제어하거나 혹은 냉각수가 강판에 도달하기 전에 차단하는 방법을 병행하여 실시할 수 있다. 일 예로서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각 시, 강판의 전체 폭을 기준으로, 폭 방향으로 한쪽 에지부 상에 주입되는 냉각수의 주수량을, 상기 에지부를 제외한 부분에 주입되는 냉각수의 주수량이 더 크도록 제어할 수 있다.
열간압연 후 강판은 오스테나이트 상으로 구성되며, 상기 냉각속도를 달리하면 냉각단계에서 페라이트 변태량을 다르게 할 수 있어 미세조직의 편차와 강도의 편차를 구현할 수 있다.
또한, 본 발명에서는 1차 냉각된 강판을 제 1영역과 제 2영역의 권취온도가 100℃ 이상 편차를 두어 권취할 수 있다.
권취온도의 편차가 100℃ 미만이면, 미세조직의 편차가 작아, 이로 인한 100MPa 이상의 강도 편차를 구현하기 어렵다. 본 발명의 성분은 대략적으로 권취온도가 550~700℃ 범위에서 강도가 낮은 페라이트 및 펄라이트를 생성하며, 350~550℃ 범위에서 중간 강도의 베이나이트를 형성하고, 350℃ 이하에서 강도가 가장 높은 마르텐사이트를 형성한다. 그러므로, 권취온도의 편차가 클수록 상이한 미세조직의 생성으로 큰 강도의 차이를 구현할 수 있으며, 상기 권취온도가 동일한 상변태를 갖는 온도 영역 이내여도 100℃ 이상의 온도 편차를 갖게 되면 동일 상이라도 상의 크기와 형상이 상이하여 강도 차이를 유발할 수 있다.
2차 냉각
본 발명에서는 필요에 따라, 권취된 강판을 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 15℃/s 이상의 편차를 가지도록 2차 냉각을 행할 수 있다.
상기 냉각속도의 편차가 15℃/s 미만으로 제어되면, 미세조직의 편차가 작아, 이로 인한 100MPa 이상의 강도 편차를 구현하기 어렵다. 550~700℃ 영역에서 권취를 실시한 경우 권취 후 냉각속도를 달리하면 페라이트와 펄라이트의 변태량의 차이를 유발할 수 있으며, 350~550℃ 범위에서 권취한 경우 냉각속도를 달리하면 베이나이트 변태량 편차를 유발할 수 있으며, 350℃ 이하에서는 냉각속도에 따라 마르텐사이트 생성 후 마르텐사이트 템퍼링의 편차를 유발 할 수 있어 복수 강도의 구배가 가능하다. 상기 권취 후 냉각 단계에서 냉각속도의 편차는 다양한 방법을 적용 가능하므로 이를 특별히 한정하지는 않는다. 예를 들어, 권취 코일에 대하여 한쪽 에지부만을 냉각수에 침적하여 냉각 속도를 크게 하거나, 한쪽 에지부에 대하여 보열 커버를 적용하여 냉각 속도가 작게 제어할 수 있다.
후열처리
본 발명에서는 필요에 따라, 열연강판을 제 1영역과 제 2영역에 50℃ 이상의 온도 편차를 두어 10초 이상 후열처리할 수 있다.
후열처리 온도의 편차가 50℃ 미만이거나, 후열처리 시간이 10초 미만이면 미세조직의 편차가 작아, 이로 인한 강도의 편차를 100MPa 이상 구현하기 어렵다. 냉각된 강판은 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 복합조직일 수 있으며, 상기 조직에 대하여 후열처리를 행하게 되면, 베이나이트와 마르텐사이트의 템퍼링 및 전위가 감소하는 회복, 재결정 등으로 인하여, 강판의 강도는 감소하는 효과가 있다. 후열처리 온도가 증가할수록 템퍼링의 증가로 강도는 감소하므로 국부적으로 열처리 온도를 제어하면 복수 강도의 구배가 가능하다. 해당 후열처리의 온도는 특별히 한정하지 않으나, 템퍼링을 효과적으로 수행하기 위하여 100~750℃ 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 다만, 템퍼링은 국부적으로 온도의 편차가 50℃ 이상이더라도 10초 이상 수행되어야 템퍼링의 편차로 인한 복수 강도 구배가 가능하다.
본 발명의 일 측면에 따르는 냉연강판은 열연강판을 냉간압연, 소둔, 1차 냉각 및 유지하고, 선택적으로 후열처리를 행하여 제조될 수 있으며, 하기 조건 중 1개 이상을 만족할 수 있다.
i) 소둔 시, 제 1영역과 제 2영역의 소둔온도가 20℃ 이상의 편차를 가지는 것
ii) 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 10℃/s 이상의 편차를 가지는 것
iii) 유지 시, 제 1영역과 제 2영역의 유지온도가 20℃ 이상의 편차를 가지는 것
iv) 후열처리 시, 제 1영역과 제 2영역에 50℃ 이상의 온도 편차를 두어 10초 이상 유지하는 것
냉간압연
본 발명에서는 열연강판을 30~70%의 냉간 압하율로 냉간압연을 행할 수 있다.
냉간 압하율이 30% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 강판의 형상교정이 어려운 반면, 70%를 초과하면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 가져오는 문제점이 있다.
소둔, 냉각 및 유지
본 발명에서는 상기 냉연강판을 소둔 시, 제 1영역과 제 2영역의 소둔온도가 20℃ 이상의 편차를 가지도록 소둔을 행할 수 있다.
소둔온도의 편차가 20℃ 미만이면 미세조직의 편차가 작아, 이로 인해 강도의 편차를 100MPa 이상 구현하기 어렵다. 강판의 소둔 시, 소둔온도가 이상역 소둔구간에 있으면 페라이트와 오스테나이트의 비율이 상이하다. 소둔온도가 증가할수록 오스테나이트의 분율이 증가하여 강판의 최종 냉각 시, 베이나이트 및 마르텐사이트의 분율이 증가할 수 있으므로 강도가 증가하게 되며, 소둔온도가 감소하면 이상역 페라이트의 증가로 강도는 감소하게 된다. 강판의 소둔 시, 소둔온도가 단상역에 해당되면 소둔온도에 따라 오스테나이트의 결정립의 크기가 달라지게 되어, 최종 냉각 시, 베이나이트 및 마르텐사이트의 분율의 변화로 강도의 차이가 발생할 수 있다. 오스테나이트의 결정립이 증가하면 경화능의 상승으로 냉각 중 페라이트의 변태가 지연되고, 또한 베이나이트의 변태도 지연되어 마르텐사이트의 확보가 용이해지므로 강도가 상승할 수 있다.
강판의 국부적인 소둔온도의 편차를 유발하기 위한 방법은 특별히 한정하지 않으나, 다양한 방법이 있을 수 있으며, 일례로 소둔구간에서 코일의 폭 방향 또는 길이방향으로 Induction heating의 정도를 달리하여 소둔온도의 편차를 구현할 수 있다. 소둔온도의 범위는 특별히 한정하지 않으나, 상기의 효과를 구현하기 위해서는 일반적으로 강판을 소둔하는 750~900℃ 온도범위에서 국부적으로 편차를 두어 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 소둔된 강판을 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 10℃/s 이상의 편차를 가지도록 냉각을 행할 수 있다.
냉각속도의 편차가 10℃/s 미만이면, 미세조직의 편차가 작아, 이로 인한 강도의 편차를 100MPa 이상 구현하기 어려울 수 있다. 강판은 소둔 중 오스테나이트가 생성되며, 상변태는 온도 및 시간의 함수로 정의되므로 냉각 시, 냉각속도에 따라 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 변태량이 변화하며, 냉각속도가 느린 경우, 상기 상의 증가로 강도는 감소하고, 냉각속도가 빠른 경우, 상기 상의 분율은 감소하고 마르텐사이트 분율이 증가하므로 강도는 증가할 수 있다.
한편, 강판의 국부적인 냉각속도의 편차를 유발하기 위해서는 다양한 방법이 있을 수 있으며, 특별히 한정하지 않는다. 일례로 냉각구간에서 코일의 폭 방향 또는 길이방향으로 냉각 mist 및 수소가스의 유량을 제어하면 국부적인 냉각속도의 편차를 유발할 수 있다.
본 발명에서는 냉각된 강판을 제 1영역과 제 2영역의 유지온도가 20℃ 이상의 편차를 가지도록 중간온도에서 유지할 수 있다.
중간온도의 유지 시, 유지온도의 편차가 20℃ 미만이면 미세조직의 편차가 작아, 이로 인하여 강도의 편차를 100MPa 이상 구현하기 어렵다. 상기 서술한 바와 같이, 강판의 냉각 시, 오스테나이트는 페라이트 및 베이나이트로 변태될 수 있으며, 상온으로 냉각하기 전, 중간온도에서 유지하는 단계가 도입되면 상기 페라이트 및 베이나이트 변태량이 증가할 수 있다. 중간 유지온도가 550~700℃ 영역인 경우, 페라이트와 펄라이트의 변태량의 차이를 유발할 수 있으며, 350~550℃ 영역인 경우에는 베이나이트 변태량 편차를 유발할 수 있으며, 350℃ 이하에서는 마르텐사이트 생성 후 마르텐사이트 템퍼링의 편차를 유발할 수 있어 복수 강도의 구배가 가능하다.
한편, 강판의 국부적인 중간 유지온도 편차를 유발하기 위해서는 다양한 방법이 있을 수 있으며, 냉각 시, 코일의 폭 방향 또는 길이방향으로 냉각 mist 및 수소가스의 유량을 제어하여 중간 유지온도를 국부적으로 제어하거나, 중간 유지 온도에서 유지 시, 코일의 폭방향 또는 길이방향으로 induction heating의 정도를 달리하여 중간 유지온도의 편차를 구현할 수 있다.
후열처리
본 발명에서는 필요에 따라, 냉연강판을 제 1영역과 제 2영역에 50℃ 이상의 온도 편차를 두어 10초 이상 후열처리할 수 있다.
후열처리 온도의 편차가 50℃ 미만이거나, 후열처리 시간이 10초 미만이면 미세조직의 편차가 작아, 이로 인한 강도의 편차를 100MPa 이상 구현하기 어렵다. 냉각된 강판은 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 복합조직일 수 있으며, 상기 조직에 대하여 후열처리를 행하게 되면, 베이나이트와 마르텐사이트의 템퍼링 및 전위가 감소하는 회복, 재결정 등으로 인하여, 강판의 강도는 감소하는 효과가 있다. 후열처리 온도가 증가할수록 템퍼링의 증가로 강도는 감소하므로 국부적으로 열처리 온도를 제어하면 복수 강도의 구배가 가능하다. 해당 후열처리의 온도는 특별히 한정하지 않으나, 템퍼링을 효과적으로 수행하기 위하여 100~750℃ 범위에서 행하는 것이 바람직하다. 다만, 템퍼링은 국부적으로 온도의 편차가 50℃ 이상이더라도 10초 이상 수행되어야 템퍼링의 편차로 인한 복수 강도 구배가 가능하다.
이와 같이 제조된 본 발명의 열연강판 및 냉연강판은 제 1영역과 제 2영역의 인장강도 값의 차가 100MPa 이상으로, 단일 소재의 강판 내 복수의 강도를 구비할 수 있으며, 내충돌 특성과 충격 흡수성이 동시에 우수한 특성을 구비할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1200℃에서 재가열하고, 900℃에서 열간압연한 후, 하기 표 2의 조건으로 1차 냉각, 권취, 2차 냉각 및 후열처리를 행하여 열연강판을 제조하였다. 하기 표 내에 데이터가 없는 공란은 해당 공정을 실시하지 않음을 의미한다. 또한, 후열처리의 시간은 3600초로 동일하게 적용하였다.
강종 합금조성(wt%)
C Si Mn Al Cr Mo Ti Nb V B P S N
A 0.2 0.1 1.4 0.015 0 0 0 0.02 0 0 0.011 0.001 0.004
B 0.21 0.1 1.7 0.015 0 0 0 0.02 0 0 0.012 0.002 0.004
C 0.18 0.1 1.7 0.015 0 0 0 0.02 0 0 0.013 0.004 0.004
D 0.08 0.4 2.4 0.04 0.9 0.1 0.03 0.03 0.01 0.0018 0.009 0.004 0.004
E 0.08 1 2.3 0.035 0 0.05 0 0 0 0 0.007 0.003 0.003
F 0.1 1.2 2.7 0.04 0.1 0 0 0 0 0 0.01 0.002 0.004
G 0.06 0.1 1.7 0.015 0 0 0 0.02 0 0 0.011 0.003 0.004
H 0.15 0.1 2.3 0.5 0.7 0 0 0.02 0 0 0.013 0.003 0.004
I 0.15 0.1 1.7 0.015 0 0 0 0.02 0 0 0.011 0.003 0.004
J 0.18 1.2 3.6 0.03 0.2 0 0.02 0.03 0.01 0 0.018 0.005 0.003
K 0.25 0.1 2 0.035 0 0 0 0 0 0 0.015 0.002 0.004
L 0.36 0.2 1.3 0.04 0.2 0.1 0.03 0 0 0.0021 0.011 0.004 0.004
시편
번호		 강종 1차 냉각속도(℃/s) 권취온도(℃) 2차 냉각속도(℃/s) 후열처리 온도(℃)
최대 최소 편차 최대 최소 편차 최대 최소 편차 최대 최소 편차
1 A 210 106 104 25 25 0 0 0 0 - - -
2 A 85 63 22 25 25 0 0 0 0 - - -
3 A 28 22 6 25 25 0 0 0 0 - - -
4 B 53 43 10 25 25 0 0 0 0 - - -
5 C 53 43 10 25 25 0 0 0 0 - - -
6 A 210 210 0 25 25 0 0 0 0 700 100 600
7 A 210 210 0 25 25 0 0 0 0 500 200 300
8 A 210 210 0 25 25 0 0 0 0 440 400 40
9 D 30 30 0 680 200 480 0.2 0.2 0 - - -
10 E 30 30 0 560 460 100 0.2 0.2 0 - - -
11 E 30 30 0 710 620 90 0.2 0.2 0 - - -
12 F 30 30 0 650 410 240 0.2 0.2 0 - - -
13 F 30 30 0 650 550 100 0.2 0.2 0 - - -
14 F 30 30 0 650 570 80 0.2 0.2 0 - - -
15 F 30 30 0 650 650 0 50 0.2 49.8 - - -
16 F 30 30 0 650 650 0 50 10 40 - - -
17 F 30 30 0 650 650 0 50 40 10 - - -
하기 표 3에는 제조된 열연강판에 대하여, 폭 방향에서 인장강도의 최대, 최소값과 편차를 나타내었다. 인장강도는 압연방향과 평행한 방향으로 폭의 양단부, 센터부, 1/4 폭, 3/4 폭 지점에서 JIS5호 규격의 시험편으로 시편을 채취하여 실험한 후, 각 결과 값의 최대값과 최소값을 나타내었다. 또한, 최대 강도 및 최소 강도를 가지는 부위에서 상 분율의 차이가 가장 큰 미세조직을 최대 편차 조직으로 나타내었으며, 해당 미세조직의 분율 차이를 편차로 나타내었다. 이 때, 미세조직은 주사전자현미경(SEM)을 통해 관찰하여 측정하였다. 다만, 후열처리에 의하여 강도의 편차가 유발되는 경우, 후열처리 조건에 따라 템퍼링의 정도가 달라지고, 이를 미세조직 템퍼드 마르텐사이트 분율의 편차로 정량적으로 나타내기 위하여, 본 발명에서는 후열처리에 의하여 50nm 이상의 시멘타이트가 마르텐사이트 내에 생성되었으면 템퍼드 마르텐사이트로 판단하였다.
시편
번호		 강종 최대 편차 조직 인장강도(MPa) 구분
조직 분율 편차(%) 최대 최소 편차
1 A 페라이트 10 1632 1422 210 발명예 1
2 A 페라이트 6 1059 879 180 발명예 2
3 A 페라이트 3 686 656 30 비교예 1
4 B 페라이트 6 1152 993 159 발명예 3
5 C 페라이트 5 1297 1191 106 발명예 4
6 A 템퍼드 마르텐사이트 31 1622 701 921 발명예 5
7 A 템퍼드 마르텐사이트 25 1445 981 464 발명예 6
8 A 템퍼드 마르텐사이트 4 1188 1106 82 비교예 2
9 D 페라이트 15 1242 932 310 발명예 7
10 E 베이나이트 6 859 733 126 발명예 8
11 E 페라이트 4 689 667 22 비교예 3
12 F 페라이트 25 1012 669 343 발명예 9
13 F 페라이트 7 777 669 108 발명예 10
14 F 페라이트 4 708 669 39 비교예 4
15 F 페라이트 21 905 669 236 발명예 11
16 F 페라이트 8 905 759 146 발명예 12
17 F 페라이트 3 905 847 58 비교예 5
하기 표 4는 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1200℃에서 재가열하고, 900℃에서 열간압연한 후, 30℃/s의 냉각속도로 1차 냉각, 600℃에서 권취하고, 0.2℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하여 열연강판을 제조하였다. 이후 50%의 냉간압하율로 냉간압연을 행하고, 하기 표 4의 조건으로 소둔, 냉각, 유지 및 후열처리를 행하여 냉연강판을 제조하였다. 하기 표 내에 데이터가 없는 공란은 해당 공정을 실시하지 않음을 의미한다.
시편
번호		 강종 소둔온도(℃) 냉각속도(℃/s) 유지온도(℃) 후열처리
최대 최소 편차 최대 최소 편차 최대 최소 편차 온도(℃) 시간
(초)
최대 최소 편차
18 G 900 750 150 160 160 0 25 25 0 - - - -
19 G 900 790 110 160 160 0 25 25 0 - - - -
20 G 900 830 70 160 160 0 25 25 0 - - - -
21 G 900 885 15 160 160 0 25 25 0 - - - -
22 H 830 750 80 33 33 0 25 25 0 - - - -
23 H 830 790 40 33 33 0 25 25 0 - - - -
24 H 830 815 15 33 33 0 25 25 0 - - - -
25 I 850 850 0 128 85 43 25 25 0 - - - -
26 I 850 850 0 85 53 32 25 25 0 - - - -
27 I 850 850 0 53 45 8 25 25 0 - - - -
28 J 850 850 0 20 20 0 560 400 160 - - - -
29 J 850 850 0 20 20 0 560 450 110 - - - -
30 J 850 850 0 20 20 0 560 530 30 - - - -
31 J 850 850 0 20 20 0 560 545 15 - - - -
32 K 850 850 0 50 50 0 100 100 0 700 100 600 3600
33 K 850 850 0 50 50 0 100 100 0 700 500 200 3600
34 K 850 850 0 50 50 0 100 100 0 700 600 100 3600
35 K 850 850 0 50 50 0 100 100 0 700 660 40 3600
36 K 850 850 0 50 50 0 100 100 0 700 100 600 360
37 K 850 850 0 50 50 0 100 100 0 700 100 600 50
38 K 850 850 0 50 50 0 100 100 0 700 100 600 10
39 K 850 850 0 50 50 0 100 100 0 700 100 600 5
40 L 850 850 0 20 20 0 25 25 0 700 100 600 3600
하기 표 5의 냉연강판의 미세조직 및 인장강도는 상기 열연강판의 측정방법과 동일한 방법을 적용하여 나타내었다.
시편
번호		 강종 최대 편차 조직 인장강도(MPa) 구분
조직 분율 편차(%) 최대 최소 편차
18 G 페라이트 11 849 573 276 발명예 13
19 G 페라이트 9 849 649 200 발명예 14
20 G 페라이트 8 849 673 176 발명예 15
21 G 페라이트 4 849 756 93 비교예 6
22 H 페라이트 12 1109 884 225 발명예 16
23 H 페라이트 7 1109 1001 108 발명예 17
24 H 페라이트 3 1109 1092 17 비교예 7
25 I 페라이트 14 1002 823 179 발명예 18
26 I 페라이트 8 823 709 114 발명예 19
27 I 페라이트 4 709 658 51 비교예 8
28 J 베이나이트 8 1520 1359 161 발명예 20
29 J 베이나이트 6 1520 1376 144 발명예 21
30 J 베이나이트 6 1520 1415 105 발명예 22
31 J 베이나이트 3 1520 1479 41 비교예 9
32 K 템퍼드 마르텐사이트 55 1602 679 923 발명예 23
33 K 템퍼드 마르텐사이트 37 997 679 318 발명예 24
34 K 템퍼드 마르텐사이트 17 888 679 209 발명예 25
35 K 템퍼드 마르텐사이트 4 746 679 67 비교예 10
36 K 템퍼드 마르텐사이트 35 1600 1245 355 발명예 26
37 K 템퍼드 마르텐사이트 21 1604 1359 245 발명예 27
38 K 템퍼드 마르텐사이트 11 1617 1455 162 발명예 28
39 K 템퍼드 마르텐사이트 3 1622 1545 77 비교예 11
40 L 템퍼드 마르텐사이트 77 1775 776 999 발명예 29
표 3 및 5에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하였다.
도 1은 본 발명의 발명예와 같이 강판의 편차를 구현하기 위한 설비의 예시를 나타내는 그림이다. 또한, 도 2는 발명예 18, 19 및 비교예 8에 있어서, 냉각속도에 따른 미세조직을 나타낸 것이다. 도 2의 (a)는 냉각속도가 128℃/s인 지점의 미세조직으로, 페라이트의 분율이 적고 마르텐사이트 분율이 상대적으로 많이 관찰되었다. 또한, (d)에 나타난 바와 같이, 냉각속도가 감소할수록 페라이트 분율이 증가하고, 마르텐사이트가 감소되는 것을 확인할 수 있다. 이처럼, 냉각속도의 편차를 10℃/s 이상 적용하게 되면 본 발명에서 목표로 하는 수준의 강도 구배를 구현할 수 있다.
한편, 비교예 1은 열간압연 이후 냉각속도에 있어서 냉각속도의 편차가 10℃ 미만으로, 강도의 편차가 30MPa 수준에 불과하였다.
비교예 2는 후열처리에 있어서 온도의 편차가 본 발명의 범위를 벗어난 것으로 강도의 편차가 목적하는 범위에 미치지 못하였다.
비교예 3 및 4는 권취 시, 권취온도의 편차가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우로, 본 발명에서 목적하는 강도 차를 확보하지 못하였다.
비교예 5는 권취 후 냉각속도에 있어서, 편차를 부여하였으나, 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못하여, 목적하는 강도 차를 확보하지 못하였다.
비교예 6 및 7은 냉연강판 제조 시, 소둔온도에 편차를 부여하였으나, 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못한 바, 목적하는 강도 편차를 확보하지 못하였다.
비교예 8은 소둔 후 냉각 시, 냉각속도에 편차를 부여한 경우로, 편차가 부족하여 목적하는 강도의 구배를 구현하지 못하였다.
비교예 9는 냉각 유지 단계에서 유지 온도의 편차를 부여하였으나, 제안하는 범위에 미치지 못하여 목적하는 수준의 강도 차를 확보하지 못하였다.
비교예 10은 후열처리 시, 온도에 편차를 부여한 경우이나, 편차가 부족하여 목적하는 강도 구배를 확보하지 못하였다.
비교예 11은 후열처리 시, 시간이 본 발명에서 제안하는 범위에 미달되는 경우로, 충분한 템퍼링 편차를 얻을 수 없어 목적하는 강도 구배를 확보하지 못하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

  1. 제 1영역 및 제 2영역을 포함하고,
    제 1영역 및 제 2영역은 미세조직으로 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상을 포함하며,
    제 1영역과 제 2영역의 최대 편차 조직 분율의 차가 5면적% 이상인 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 제 1영역과 제 2영역의 인장강도 값의 차가 100MPa 이상인 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05∼0.4%, 실리콘(Si): 0.01∼2.0%, 망간(Mn): 1.0∼4.0%, 알루미늄(Al): 0.01~1.0%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    중량%로, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 강판.
  4. 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도범위에서 열간압연하는 단계; 및
    상기 열간압연된 강판을 1차 냉각 및 권취하는 단계를 포함하며,
    선택적으로 권취 후 2차 냉각단계 또는 후열처리 단계를 포함하고,
    하기 조건 중 1개 이상을 만족하는 열연강판 제조방법.
    i) 1차 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 10℃/s 이상의 편차를 가지는 것
    ii) 권취 시, 제 1영역과 제 2영역의 권취온도가 100℃/s 이상의 편차를 가지는 것
    iii) 2차 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 15℃/s 이상의 편차를 가지는 것
    iv) 후열처리 시, 제 1영역과 제 2영역에 50℃ 이상의 온도 편차를 두어 10초 이상 유지하는 것
  5. 제4항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05∼0.4%, 실리콘(Si): 0.01∼2.0%, 망간(Mn): 1.0∼4.0%, 알루미늄(Al): 0.01~1.0%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    중량%로, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 열연강판 제조방법.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 후열처리는 100~750℃의 온도범위에서 행하는 열연강판 제조방법.
  7. 열연강판을 소둔, 냉각 및 유지하는 단계를 포함하며,
    선택적으로 후열처리 단계를 포함하고,
    하기 조건 중 1개 이상을 만족하는 냉연강판 제조방법.
    i) 소둔 시, 제 1영역과 제 2영역의 소둔온도가 20℃ 이상의 편차를 가지는 것
    ii) 냉각 시, 제 1영역과 제 2영역의 냉각속도가 10℃/s 이상의 편차를 가지는 것
    iii) 유지 시, 제 1영역과 제 2영역의 유지온도가 20℃ 이상의 편차를 가지는 것
    iv) 후열처리 시, 제 1영역과 제 2영역에 50℃ 이상의 온도 편차를 두어 10초 이상 유지하는 것
  8. 제7항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05∼0.4%, 실리콘(Si): 0.01∼2.0%, 망간(Mn): 1.0∼4.0%, 알루미늄(Al): 0.01~1.0%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    중량%로, 크롬(Cr): 1.5% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 냉연강판 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 후열처리는 100~750℃의 온도범위에서 행하는 냉연강판 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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KR101119173B1 (ko) 2011-09-30 2012-02-22 현대하이스코 주식회사 레이저 열처리를 이용한 이종강도를 갖는 강 제품 제조 방법 및 이에 이용되는 열처리 경화강

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