KR20230095305A - 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근까지 자동차 산업분야에서는 자동차용 강재로 고강도 강판을 적용함으로써, 안전성 향상 및 두께감소에 의한 경량화를 이루어 왔다.
자동차용 강재로 바람직하게 적용될 수 있는 강재로서 석출강화강, 고용강화강 등이 개발되어 왔으며, 또한 강도향상과 동시에 연신율을 향상시키기 위해 상변태를 이용한 DP강(Dual Phase Steel), CP강(Complex Phase Steel), TRIP강(Transformation Induced Plasticity Steel) 및 TWIP강(Twinning Induced Plasticity Steel) 등이 개발되었다. 이들 고강도강은 일반강 대비 다양한 합금원소를 첨가하게 되는데 특히 Mn, Si, Al, Cr, B 등 Fe 대비 산화경향이 높은 원소를 많이 첨가하게 된다.
그런데 위와 같이 고강도강의 물성을 확보하기 위해 첨가된 Mn, Si, Al, Cr, B 등의 원소들은 소둔 중 강판 표면으로 이동하여 표면 산화물을 형성하게 된다. 이로 인해 냉연강판의 인산염 처리성이 저하되고 강판 표면 변색(황변) 등의 문제가 발생된다. 즉, 소둔과정에서 소둔로 중에 존재하는 미량의 산소 혹은 수증기와 반응하여 강판 표면에 상기 원소들의 단독 혹은 복합 산화물이 형성됨으로써 표면의 반응성이 떨어지게 되는 것이다.
이러한 문제를 해결하기 위해, 소둔 전 Ni 선도금을 실시하여 소둔 중 합금원소가 표면으로 확산하는 것을 억제하는 것이다. 하지만 Mn 의 확산억제는 효과가 있으나 Si의 확산을 충분히 억제하지 못하는 문제가 있다.
또 다른 방법은 소둔로 이슬점 온도를 상향시켜 합금원소를 표층부에 산화시킴으로써 표면으로의 확산을 억제하는 소둔로 내부산화법이 있다. 하지만 Si 대비 Mn 의 표면확산 억제 효과가 크지 않으며 전체적인 표면 산화물량을 충분히 감소시키지 못하는 문제가 있다.
이러한 내부산화법에 의할 경우, 다량의 산소가 공급됨에 의해 산화성 원소들의 산화반응이 발생하여 강판의 백색도가 열위하는 문제도 있다.
한편, 주로 마르텐사이트를 기지조직으로 포함하는 초고강도 강판은 충돌특성의 열위, 즉 굽힘 특성이 열위한 단점이 있어, 이를 해결할 수 있는 방안이 필요한 실정이다.
이에, 자동차용 소재로 적합한 초고강도를 가지면서도 가공 성능이 우수할 뿐만 아니라, 표면 특성이 향상된 강판의 개발이 요구된다.
본 발명의 일 측면은, 자동차용 소재로 적합한 냉연강판을 제공함에 있어서, 굽힘 가공성이 우수할 뿐만 아니라, 표면 제어를 통해 표면 백색도를 향상시킨 냉연강판 및 이의 제조방법을 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): 0.1~0.25%, 실리콘(Si): 0.01~0.5%, 망간(Mn): 2.0~4.0%, 산가용 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.01~1.0%, 보론(B): 0.005% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 95% 이상의 마르텐사이트와 잔부 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하며, 표면으로부터 두께 방향 5㎛ 이내의 영역은 면적분율 50% 이상으로 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 950~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~1050℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 60% 이하의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 700~900℃의 온도범위에서 10~240초간 소둔 열처리하는 단계; 상기 소둔 열처리된 냉연강판을 550~720℃의 온도범위까지 2~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 380~500℃의 온도범위까지 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각 후 과시효 처리하는 단계; 및 상기 과시효 처리 후 3~20%의 HCl 용액을 이용하여 1~50초간 산세처리하는 단계를 포함하는 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 초고강도를 가지면서 굽힘 특성과 표면 백색도가 우수한 냉연강판을 제공할 수 있다. 특히, 본 발명의 냉연강판은 자동차용 소재로 적합하게 적용 가능한 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예의 두께 방향 단면을 STEM 측정한 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예와 비교예의 GDS를 이용하여 측정된 탄소 농도 프로파일(표면으로부터 두께 방향 40㎛)을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예와 비교예의 GDS를 이용하여 측정된 탄소 농도 프로파일(표면으로부터 두께 방향 40㎛)을 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 소둔 열처리된 고강도 냉연강판에서 표면 변색이 발생하는 문제, 상기 냉연강판을 가공하기 위한 프레스 성형시 미세 크랙 등의 발생 원인이 냉연강판 표층부의 조직이 경질화됨에 기인함을 발견하였다.
이에, 깊은 연구 끝에, 고강도 냉연강판의 표층부를 연질화시키면서, 강 내 산화성 원소들의 표면 산화를 최소화함으로써 굽힘 가공성과 더불어 표면 백색도가 우수한 냉연강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 냉연강판은 탄소(C): 0.1~0.25%, 실리콘(Si): 0.01~0.5%, 망간(Mn): 2.0~4.0%, 산가용 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.01~1.0%, 보론(B): 0.005% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.01% 이하를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 냉연강판의 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): 0.1~0.25%
탄소(C)는 침입형 고용원소로서, 강의 강도를 향상시키는데 가장 효과적이고 중요한 원소이다. 특히, 마르텐사이트 강에서는 강도 확보를 위해 필수적으로 첨가해야하는 원소이다.
본 발명에서 목표로 하는 강도 등을 갖는 강판을 얻기 위해서, 상기 C를 0.1% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 마르텐사이트 강도는 높아지는 반면, 연속소둔 과정에서 탄화물 생성이 용이하고, 조대화되기 쉬워져 연성 저하뿐만 아니라 굽힘 특성이 열위하는 문제가 있다. 또한, 탄소 함량의 과도한 증가는 용접성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 C는 0.1~0.25%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.12% 이상, 0.20% 이하로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~0.5%
실리콘(Si)은 강을 탈산시키는 데에 유효한 원소이며, 본 발명에서 얻고자 하는 강판을 제조하는 과정 중 연속소둔 및 냉각 이후 행해지는 과시효 처리 단계에서 탄화물 생성을 억제하고 탄화물의 크기를 제어하는 역할을 한다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Si을 0.01% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 연속소둔로에서 냉각시에 페라이트가 생성되어 강의 강도를 약화시킬 우려가 있다. 뿐만 아니라, 냉각 이후 과시효 중에 Si계 산화물이 생성되어 강의 표면 산화 문제가 발생될 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Si은 0.01~0.5%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.02% 이상, 0.4% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 2.0~4.0%
망간(Mn)은 복합조직강에서 페라이트 생성을 억제하고, 오스테나이트의 생성을 촉진함으로써 최종적으로 마르텐사이트 상을 확보하는 데에 용이한 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 4.0%를 초과하게 되면 강의 두께 방향으로 Mn이 편석되어 슬라브 내에 망간띠(Mn band)가 쉽게 형성되며, 이로 인해 연주 크랙과 더불어 압연시 결함 발생이 높아진다. 한편, 그 함량이 2.0% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 2.0~4.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.2% 이상, 3.8% 이하로 포함할 수 있다.
산가용 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%
산가용 알루미늄(Sol.Al)은 용강 내 산소 제거를 위해 첨가될 수 있으며, 상기 Al은 강 내의 N과 결합하여 AlN을 형성함에 의해 오스테나이트의 미세화, 경화능을 향상시키는 원소이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Al을 0.01% 이상으로 함유할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 연속소둔로에서 냉각시에 페라이트가 생성되어 강도가 약화될 우려가 있다. 게다가, AlN을 과도하게 형성함에 의해 주편 크랙을 유발할 우려가 있고, 열간압연성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Al은 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 0.01~1.0%
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하는 데에 유리한 원소이다. 특히, 연속소둔로에서 냉각 중에 베이나이트의 생성을 억제하여 순수 마르텐사이트 상으로 구성된 초고강도 강판을 제조하는 데에 유용하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Cr을 0.01% 이상으로 첨가할 수 있으나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 경화능이 과도해져 굽힘 특성이 열위할 우려가 있으며, 합금철 원가가 상승하여 경제적으로 불리해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Cr은 0.01~1.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.03% 이상, 0.8% 이하로 포함할 수 있다.
보론(B): 0.005% 이하
보론(B)은 연속소둔 과정에서 오스테나이트가 페라이트로 변태되는 것을 억제하는 원소로서, 극소량의 첨가로도 Cr 등의 경화능을 향상시키는 데에 효과적인 원소이다. 하지만, 그 함량이 0.005%를 초과하게 되면 Fe23(B,C)6 석출상이 오스테나이트 결정립계로 석출됨에 따라 페라이트의 생성을 촉진시키는 작용을 하게 될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 B은 0.005% 이하로 첨가할 수 있으며, 0%는 제외한다.
니오븀(Nb): 0.1% 이하
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 연속소둔 과정에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Nb의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄질화물의 석출이 증대하고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 낮아질 우려가 있다. 또한, 모재의 가공성이 저하되고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Nb은 0.1% 이하로 첨가할 수 있다. 다만, 상기 Nb이 0% 이더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
티타늄(Ti): 0.1% 이하
티타늄(Ti)은 미세 탄화물을 형성하는 원소로서, 항복강도 및 인장강도 확보에 기여한다. 또한, 상기 Ti은 강 중에 존재하는 N를 TiN으로 석출시켜 스캐밴징(scavenging)하는 원소이므로, 화학당량적 기준 48/(14×N) 이상의 함량으로 첨가할 수 있다.
상기 Ti의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 오히려 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량이 저감됨에 따라 강도, 연신율이 낮아지는 문제가 있다. 또한, 연주시 노즐 막힘을 유발할 수 있으므로, 0.1% 이하로 첨가할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti은 0.1% 이하로 첨가할 수 있으며, 0%는 제외한다.
질소(N): 0.01% 이하
강 내 질소(N)의 함량이 0.01%를 초과하게 되면, Al과 결합에 의한 AlN이 과도하게 형성됨에 의해 연주시 크랙 발생 위험성을 크게 증가시키는 문제가 있다.
따라서, 상기 N는 0.01% 이하로 제한하며, 다만 강 제조 과정에서 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
인(P): 0.05% 이하
인(P)은 강 중에 함유되는 불순물 원소로서, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 강의 용접성이 악화되고, 취성이 발생할 우려가 있다. 따라서, 상기 P은 0.05% 이하로 제한하며, 강 제조 과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
황(S)은 상기 P과 유사하게, 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로서, 강의 연성과 용접성을 저해하는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 유리하다. 본 발명에서는 상기 S을 최대 0.02%로 함유하더라도 목표 물성 등의 확보에 무리가 없는 바, 그 상한을 0.02%로 제한할 수 있으며, 강 제조 과정 중에 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 마르텐사이트 상을 주상으로 포함하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 강판은 마르텐사이트 상을 면적분율 95% 이상으로 포함할 수 있다. 이때, 상기 분율이 100%여도 무방하다. 상기 마르텐사이트 상을 제외한 잔부 조직으로는 베이나이트와 페라이트 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
상기 마르텐사이트 상의 분율이 95% 미만이면 목표 수준의 강도를 얻을 수 없다.
본 발명의 강판은 후술하는 바와 같이 특정 영역의 표층부가 존재하며, 상기 표층부를 제외한 나머지 영역(예컨대, 중심부 영역)에서 주 조직이 마르텐사이트 상인 것이 바람직하다.
본 발명의 냉연강판을 표면으로부터 두께 방향 1/12t(여기서, t는 강판 두께(mm)를 의미함)까지의 영역을 표층부로 정할 수 있으며, 상기 표층부 내에는 연질상을 포함하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 냉연강판의 표면으로부터 두께 방향 5㎛ 이내의 영역은 면적분율 50% 이상(100% 제외)으로 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 이와 같이 강판의 표층부를 연질화시킴에 의해 굽힘 특성을 더욱 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.
상기 페라이트 상을 제외한 나머지 조직으로는 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다.
뿐만 아니라, 상기 냉연강판의 표면으로부터 두께 방향 1㎛ 이내의 영역의 최대 Mn 함량이 상기 냉연강판의 Mn 함량(Mn0) 대비 2Mn0 이하, 보다 바람직하게는 1.2Mn0 이하인 것이 바람직하다.
그리고, 상기 냉연강판의 표면으로부터 두께 방향 0.1㎛ 이내의 영역에서 Si 농화량이 0.01%·㎛ 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서 상기 Si 농화량은 표면으로부터 두께 방향에 대해 GDS 프로파일을 측정한 후, 표면으로부터 두께 방향 0.1㎛까지를 적분하여 계산한 값을 의미한다.
본 발명의 냉연강판은 소둔 열처리 등의 공정을 거치게 되는데, 이 과정에서 강 내 산화성 원소들, 예를들어 Mn, Si, Al 등이 강 표면으로 확산하여 농화되거나 표면 산화물을 형성하게 된다. 후술하여 구체적으로 설명하겠지만, 본 발명은 소둔 열처리가 행해진 냉연강판에 대해 특정 조건에서 산세 공정을 거치며, 이에 냉연강판 표면에 형성된 산화성 원소들의 농화층, 표면 산화물층 등을 제거할 수 있다. 이로부터, 상술한 영역 내에서 최대 Mn 농도를 강판의 Mn 함량(Mn0) 대비 2Mn0 이하로 제어할 수 있을 뿐만 아니라, Si의 농화량을 0.01%·㎛ 이하로 제어할 수 있다. 그 결과, 냉연강판의 표면 특성, 특별히 표면 백색도를 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.
나아가, 상기 냉연강판의 표면으로부터 두께 방향 1㎛ 이내의 영역 내에 Mn, Si, Cr 및 Al 중 1종 이상의 산화물을 포함하고, 상기 산화물은 평균 입자 크기가 200nm 이하인 것이 바람직하다.
본 발명에서는 냉연강판을 특정 조건으로 소둔 열처리하는 과정에서 분위기 내에 존재하는 산소가 강 표면을 통해 침입/투입되어 내부 산화물을 형성하게 되는데, 이때 형성되는 내부 산화물의 크기(평균 입자 크기)가 200nm 이하로 미세하게 형성되는 특징이 있다. 비 제한적인 예로서, 도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명은 표면 부근에서 미세한 크기의 내부 산화물들이 균일하게 분포된 냉연강판을 제공할 수 있는 것이다.
일반적으로 소둔로 내부산화법의 적용시 Si, Mn 등에 의한 내부산화가 발생하며, 이때 내부 산화는 주로 입계를 따라 일어나는 반면, 본 발명에 의할 경우 입내에서 입자 형태의 산화물이 형성되는 특징이 있다.
한편, 본 발명의 냉연강판은 표면으로부터 두께 방향 1㎛ 이내의 영역 내의 최소 C 농도 값(CMin)이 상기 냉연강판의 C 농도(C0)와 대비하여 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 여기서, 상기 냉연강판의 C 농도(C0)는 표면 탈탄 전 상기 냉연강판이 가지는 C의 함량이며, 탈탄 반응의 영향을 받지 않는 1/4t 지점의 C의 함량과도 동일하다. 앞서 언급한 Mn 함량(Mn0)에 대해서도 동일함을 밝혀둔다.
[관계식 1]
0.1 ≤ CMin/C0 ≤ 0.35
즉, 본 발명의 냉연강판은 표면이 탈탄됨에 의해 표면으로부터 두께 방향 1㎛ 이내의 C 함량이 강판 C 함량 대비 낮다. 이때, 상기 영역에서의 최소 C 농도가 강판의 C 농도(함량) 대비 10% 미만 (관계식 1의 값이 0.1 미만)이면 강판 표면에서 탈탄이 과도하게 일어나게 된 경우로 목표 수준의 강도를 확보하는 데에 어려움이 있다. 반면, 상기 영역에서의 최소 C 농도가 강판의 C 농도 대비 35%를 초과 (관계식 1의 값이 0.35 초과)하게 되면 탈탄이 불충분하게 됨에 의해 표면 연질화 효과가 불충분하게 되어 굽힘 특성을 확보할 수 없게 된다.
상기와 같이 미세조직이 경질상으로 구성되는 한편, 표층부 내 특정 영역 내에서는 연질상을 포함하는 본 발명의 냉연강판은 인장강도 1310MPa 이상으로 초고강도를 가지면서, 굽힘 특성(R/t)이 4 이하인 효과가 있다.
뿐만 아니라, 본 발명의 냉연강판은 표층부 제어에 의해 표면 품질이 크게 개선되었으며, 그 결과 표면 백색도가 70 이상인 효과가 있다.
본 발명의 냉연강판은 통상의 자동차용 소재로 적용되는 수준의 두께를 가질 수 있으며, 보다 유리하게는 1.0~2.0mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 열처리]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이하 각 공정에 대하여 상세히 설명한다. 한편, 상기 소둔 열처리 공정에는 냉각 공정과 더불어 과시효 공정이 포함되며, 이는 연속소둔라인에서 상기 공정이 일괄적으로 행해짐을 의미한다.
[강 슬라브 재가열]
먼저, 전술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열할 수 있다.
본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 재가열 공정의 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 950~1300℃의 온도 범위에서 재가열 공정을 행할 수 있다. 상기 재가열 온도가 950℃ 미만이면 후속 열간압연시 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 수율이 저하되는 문제가 있다.
[열간압연]
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 Ar3~1050℃의 온도 영역에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상기 마무리 열간압연시 온도가 Ar3 미만이면 페라이트+오스테나이트의 2상역 또는 페라이트역 압연이 이루어져 혼립조직이 형성될 뿐만 아니라, 열간압연 하중의 변동으로 인해 오작의 우려가 있다. 반면, 그 온도가 1050℃를 초과하게 되면 스케일에 의한 표면 결함을 유발할 가능성이 높아지므로 바람직하지 못하다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 코일 형상으로 권취할 수 있다.
상기 권취는 750℃ 이하의 온도 영역에서 행할 수 있다. 만일, 권취 온도가 750℃를 초과하게 되면 강판 표면에 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있다.
한편, 상기 권취 온도가 낮을수록 열연강판의 강도가 높아지므로 후속 냉간압연 공정에서 압연 하중이 높아지는 단점이 있다. 이에, 상기 권취 온도의 하한을 100℃로 제한할 수 있다.
[냉간압연]
상기에 따라 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있으며, 본 발명에서 상기 냉간압연은 60% 이하의 냉간압하율로 행할 수 있다.
상기 냉간압하율이 60%를 초과하게 되면 냉간압연시 발생하는 가공경화로부터 길이 및 폭 방향으로 압연되는 압하량이 불균일해지며, 이로 인해 최종 강판의 재질 편차가 발생될 우려가 있다. 또한, 압연부하로 인해 목표 두께의 확보가 어려울 수 있다. 한편, 상기 냉간압하율의 하한은 특별히 제한하지 아니하며, 제조하고자 하는 냉연강판의 두께에 따라 통상의 기술자가 적절히 설정함에 무리가 없을 것임을 밝혀둔다.
[소둔 열처리]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 소둔 열처리하는 것이 바람직하다. 상기 소둔 열처리는 일 예로 연속소둔로(CAL)에서 행해질 수 있다.
상기 소둔 열처리는 700~900℃의 온도범위에서 10~240초간 열처리하는 공정으로 행해질 수 있다. 이는, 오스테나이트 단상역 소둔을 통해 오스테나이트 분율을 100%로 확보하기 위함이다. 상기 소둔 열처리시 온도가 700℃ 미만이거나 열처리 시간이 10초 미만이면 오스테나이트 100%를 확보하는 데에 어려움이 있으며, 반면 그 온도가 900℃를 초과하거나 열처리 시간이 240초를 초과하게 되면 조대한 결정립이 형성되어 강도 등의 물성이 저하될 우려가 있다.
본 발명에서는 상술한 조건으로 연속소둔 처리시 소둔로 내 이슬점 온도를 -10~30℃로 제어하는 것이 바람직하며, 이와 같이 이슬점 온도를 제어함으로써 연속소둔 과정에서 강 표면에 탈탄층을 형성할 수 있다.
통상적으로 연속소둔로 내 이슬점은 -50℃ 정도인데, 연속소둔로 내 분위기를 5~10%의 H2 및 잔부 N2의 조건으로 제어함에 의해 이슬점 온도를 -10℃ 이상으로 상승시키는 경우, 산소 부분압이 증가하게 되고, 강의 탄소(C)와 소둔로 내 산소(O)가 만나 CO 가스로 방출되면서 표층부에서 탈탄이 일어나게 된다.
상기 소둔로 내 이슬점 온도가 -10℃ 미만이면 강 표면에서 탈탄층이 충분히 형성되지 못하게 되며, 반면 30℃를 초과하게 되면 설비 수명 및 생산성 저하의 문제가 있다.
이와 같이, 연속소둔 과정에서 강 표면에 탈탄층을 형성하여 표층부만 연질화시킴에 의해, 초고강도를 가지는 강의 굽힘 특성을 더욱 향상시키는 효과가 있다.
[단계적 냉각]
앞서 언급한 바와 같이, 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 550~720℃의 온도범위까지 2~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각한 후, 380~500℃의 온도범위까지 5~20℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
상기 1차 냉각시 종료온도가 550℃ 미만이면 페라이트, 베이나이트와 같은 상(phase)이 형성되어 강도가 저하될 우려가 있으며, 반면 그 온도가 720℃를 초과하게 되면 소둔로 내구 수명이 단축될 뿐만 아니라, 후속 2차 냉각시 과도한 냉각이 요구되어 판재 형상 불량 및 사행 제어 어려움 등 실제 생산라인에서 문제가 있을 수 있다.
또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 2℃/s 미만이면 냉각시 페라이트 상이 형성되어 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 되며, 반면 10℃/s를 초과하게 되면 후속 2차 냉각시의 평균 냉각속도가 저하되어 마르텐사이트 이외에 다른 저온 변태상의 분율이 증가하여 최종적으로 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.
상술한 바에 따라 1차 냉각을 완료한 후에는 상기 1차 냉각시 보다는 빠른 냉각속도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
특히, 본 발명에서는 마르텐사이트 상을 주 조직으로 확보하기 위하여 2차 냉각은 380℃ 이상에서 종료하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 2차 냉각이 종료되는 온도가 500℃를 초과하게 되면 베이나이트 상이 과다하게 형성되어 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.
상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 2차 냉각 과정에서 베이나이트 조직이 일부 생성될 우려가 있으며, 반면 20℃/s를 초과하게 되면 2차 냉각 시점에서 급격한 마르텐사이트 변태 속도로 인해 강판의 표면 형상이 열위하고, 폭 방향으로의 재질 편차가 발생하는 문제가 있다.
[과시효]
본 발명은 상기 2차 냉각 공정 이후, 온도를 일정하게 유지하면서 과시효시키는 공정을 행할 수 있다.
상기 과시효 처리 시간은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 조건에 의할 수 있음을 밝혀둔다.
[산세]
상기 과시효 처리가 완료된 냉연강판을 산세처리하여 강판 표면에 형성된 표층 산화물을 제거하는 것이 바람직하다.
상기 산세 공정은 3~20%의 염산(HCl) 용액을 이용하여 1~50초간 행할 수 있다. 상기 염산 농도가 3% 미만이거나 산세 시간이 1초 미만이면 산세 처리성이 저하되어 산세 시간이 과도하게 소요되는 문제가 있다. 반면, 염산 농도가 20%를 초과하거나, 산세 시간이 50초를 초과하게 되면 과산세에 의해 표층 산화물의 제거와 동시에 강판 표면이 부식될 우려가 있다.
상기 산세 공정은 염산의 농도가 제어된 용액에 상기 냉연강판을 침지함으로써 이루어질 수 있다.
통상, 별도의 산세 공정이 행해지지 않은 소둔재는 표층부 내의 Mn 산화물이 과도함에 의해 Mn 농도가 대략 40~60% 수준(이 경우 표층부에는 Fe가 거의 존재하지 않고, 순수 산화물의 농도로 측정되며, 표층부 내 합금조성 100중량%를 기준으로 함)으로 상당히 높아지게 된다. 이러한 소둔재는 표면 백색도가 60 이하이며, 육안으로 확인하는 경우 흑색을 띄는 강판으로 확인되어 불량 판정으로 사용이 불가능할 수 있다.
본 발명은 상술한 바와 같이 산세 공정을 통해 냉연강판의 표면 백색도를 향상시킬 수 있다. 즉, 상기 산세 공정을 통해 냉연강판 표층부 내의 Mn 산화물이 제거되면서 Mn 농도를 기존 소둔재 대비 크게 낮출 수 있고, 이로부터 표면 백색도를 70 이상으로 확보하는 효과가 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 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 950~1300℃의 온도 범위에서 재가열한 다음, 910~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각각의 열연강판에 대해 500~590℃에서 권취한 다음, 35~60%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 냉연강판을 연속소둔로에 장입하여 하기 표 2에 나타낸 조건으로 소둔 열처리를 행한 다음, 단계적 냉각을 행하였다. 이후, 2차 냉각이 완료된 온도에서 과시효 처리 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 산세 처리하여, 최종 강판을 제조하였다.
이후, 제조된 각각의 강판의 미세조직, 표층부 특성(C 농도(함량), Mn 농도(함량), Si 농화량, 내부 산화물 등)과 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 아래 표 3, 표 4에 나타내었다.
강판의 미세조직은 각 강판의 1/2t(t: 강판 두께, mm) 지점과 표면으로부터 두께 방향 5㎛ 까지의 영역을 SEM으로 관찰한 후 각 상의 분율을 측정하였다.
강판의 인장강도, 항복강도 및 연신율은 JIS-5호 규격의 C 방향 시편을 제작한 다음, 인장시험을 실시하여 측정하였다.
그리고, 표층부 특성 중 내부 산화의 깊이(표면을 기준으로 두께 방향으로 가장 깊게 형성된 내부 산화물의 깊이)는 FIB 단면가공을 통해 TEM 시편을 제작한 후 STEM HADDF 분석을 통하여 그 깊이를 측정하였다. 또한, GDS(글로우 방전 분광분석법)를 이용하여 표면으로부터 두께 방향 50㎛까지의 원소별 프로파일(profile)을 측정한 후, 탈탄 반응이 일어난 구간 내의 최소 C 농도(CMin)와 Mn 농도(함량)을 측정하였다. 그리고, 동일하게 Si 농도를 측정한 후 농화량을 계산하였다.
강판의 굽힘 특성은 90도 굽힘 시험을 실시한 후 균열이 발생하지 않은 시편의 최소 굽힘 반경(R값)을 시편의 두께(t, mm)로 나누어 R/t 값을 산출하였다.
강판의 표면 백색도는 분광색차계를 이용하여 측정하였으며, 50mm×50mm로 제작된 시편에 대해 각 시편당 총 3 지점의 색차를 측정하였다. 이후, L(명도), a(황색도) 및 b(적색도)를 측정한 후, Hunter 백색도(W)를 계산하여 각각의 값을 산출하였다. 여기서, Hunter 백색도는 W = 100 - {(100-L)2+(a2+b2}1/2 로 계산된다.
| 강종 | 합금조성 (중량%) | ||||||||||
| C | Si | Mn | Sol.Al | Cr | Nb | Ti | B* | P | S | N* | |
| A | 0.184 | 0.071 | 3.351 | 0.067 | 0.06 | 0.037 | 0.019 | 11 | 0.0069 | 0.0024 | 33 |
| B | 0.167 | 0.044 | 3.473 | 0.035 | 0.08 | 0.044 | 0.009 | 12 | 0.0058 | 0.0017 | 42 |
| C | 0.191 | 0.064 | 3.511 | 0.049 | 0.07 | 0.031 | 0.013 | 8 | 0.0061 | 0.0021 | 41 |
| D | 0.172 | 0.051 | 3.464 | 0.051 | 0.13 | 0.051 | 0.009 | 9 | 0.0049 | 0.0020 | 68 |
| E | 0.163 | 0.081 | 3.713 | 0.071 | 0.11 | 0.019 | 0.011 | 10 | 0.0057 | 0.0019 | 57 |
| F | 0.171 | 0.061 | 3.438 | 0.061 | 0.08 | 0.029 | 0.008 | 7 | 0.0055 | 0.0021 | 39 |
| G | 0.168 | 1.031 | 2.225 | 0.017 | 0.23 | 0.003 | 0.011 | 14 | 0.0053 | 0.0017 | 15 |
| H | 0.117 | 1.138 | 2.194 | 0.021 | 1.08 | 0.017 | 0.021 | 18 | 0.0048 | 0.0021 | 17 |
| I | 0.231 | 1.342 | 1.869 | 0.019 | 0.10 | 0.011 | 0.024 | 4 | 0.0041 | 0.0019 | 21 |
| B*, N*는 ppm으로 나타낸 것이다. | |||||||||||
| 강종 | 소둔 열처리 | 1차 냉각 | 2차 냉각 | 산세 처리 | 구분 | |||||||
| 승온 속도 (℃/s) |
온도 (℃) |
처리 시간 (s) |
수소 농도 (%) |
이슬점 온도 (℃) |
속도 (℃/s) |
종료 온도 (℃) |
속도 (℃/s) |
종료 온도 (℃) |
염산 농도 (%) |
처리 시간 (s) |
||
| A | 3.3 | 827 | 72 | 5 | -37 | 3.1 | 649 | 10.9 | 407 | 5 | 5 | 비교예 1 |
| 3.5 | 841 | 68 | 10 | -48 | 3.2 | 653 | 10.8 | 414 | 7 | 8 | 비교예 2 | |
| B | 3.7 | 807 | 66 | 5 | -41 | 2.7 | 641 | 8.9 | 413 | 16 | 4 | 비교예 3 |
| 3.4 | 825 | 69 | 5 | -11.3 | 2.9 | 653 | 8.5 | 409 | 12 | 6 | 비교예 4 | |
| 3.9 | 831 | 60 | 5 | 0.9 | 2.8 | 641 | 8.7 | 415 | 11 | 5 | 발명예 1 | |
| 3.8 | 813 | 62 | 10 | 1.7 | 2.9 | 641 | 8.8 | 417 | 11 | 8 | 발명예 2 | |
| 4.0 | 841 | 58 | 5 | 5.7 | 2.8 | 643 | 9.1 | 416 | 19 | 6 | 발명예 3 | |
| C | 2.7 | 818 | 170 | 5 | -41 | 2.6 | 656 | 8.7 | 413 | 15 | 5 | 비교예 5 |
| 2.4 | 829 | 178 | 5 | -42 | 2.5 | 655 | 8.8 | 419 | 17 | 7 | 비교예 6 | |
| 2.5 | 817 | 175 | 10 | -38 | 2.5 | 653 | 8.5 | 411 | 18 | 10 | 비교예 7 | |
| D | 2.9 | 811 | 111 | 5 | -44 | 3.6 | 655 | 11.3 | 418 | 6 | 14 | 비교예 8 |
| 2.7 | 822 | 129 | 5 | -1.2 | 3.8 | 657 | 11.6 | 421 | 5 | 16 | 발명예 4 | |
| 2.6 | 819 | 124 | 5 | 5.1 | 3.9 | 655 | 11.9 | 412 | 7 | 13 | 발명예 5 | |
| 2.7 | 817 | 128 | 5 | 11.2 | 3.4 | 659 | 11.1 | 422 | 4 | 10 | 발명예 6 | |
| 2.4 | 837 | 177 | 10 | 0.8 | 3.5 | 649 | 10.7 | 422 | 5 | 12 | 발명예 7 | |
| 2.3 | 831 | 183 | 10 | 4.8 | 3.1 | 643 | 10.9 | 413 | 9 | 14 | 발명예 8 | |
| 2.4 | 819 | 178 | 10 | 9.7 | 3.3 | 654 | 12 | 418 | 8 | 10 | 발명예 9 | |
| E | 3.1 | 861 | 107 | 5 | -38 | 3.2 | 641 | 11.7 | 412 | 13 | 6 | 비교예 9 |
| 3.2 | 850 | 104 | 10 | -41 | 3.6 | 648 | 11.8 | 416 | 17 | 8 | 비교예 10 | |
| 3.1 | 849 | 108 | 5 | -47 | 3.8 | 649 | 11.1 | 419 | 18 | 7 | 비교예 11 | |
| 3.0 | 853 | 113 | 10 | -44 | 4.2 | 641 | 11.2 | 422 | 16 | 8 | 비교예 12 | |
| F | 3.8 | 811 | 60 | 10 | -48 | 2.9 | 651 | 9.3 | 417 | 11 | 13 | 비교예 13 |
| 3.6 | 823 | 68 | 10 | 5.8 | 2.3 | 653 | 9.1 | 415 | 12 | 12 | 발명예 10 | |
| 3.7 | 829 | 65 | 10 | 11.2 | 2.6 | 661 | 9.5 | 411 | 11 | 15 | 발명예 11 | |
| 3.1 | 837 | 95 | 5 | -50 | 2.8 | 656 | 8.9 | 412 | 10 | 11 | 비교예 14 | |
| 3.0 | 851 | 99 | 5 | 4.5 | 2.7 | 654 | 9.2 | 413 | 13 | 12 | 발명예 12 | |
| G | 3.2 | 831 | 68 | 5 | -43 | 3.8 | 669 | 12.9 | 415 | 6 | 8 | 비교예 15 |
| H | 3.8 | 861 | 74 | 5 | -42 | 3.9 | 641 | 9.5 | 437 | 5 | 11 | 비교예 16 |
| I | 3.4 | 851 | 96 | 10 | -41 | 3.9 | 637 | 10.7 | 442 | 8 | 8 | 비교예 17 |
| 구분 | 미세조직(면적%) | 표면~1㎛ | 기계적 물성 | |||||||||
| 중심 | 표면~5㎛ | C농도 (wt%) |
관계 식1 |
내부산화 깊이 (㎛) |
인장 강도 (MPa) |
항복 강도 (MPa) |
연신 율 (%) |
표면 백색도 |
굽힘 특성 (R/t) |
|||
| M | B+F | F | M | |||||||||
| 비교예 1 | 97 | 3 | - | - | 0.17 | 0.92 | 0 | 1557 | 1112 | 8.7 | 77 | 4.2 |
| 비교예 2 | 97 | 3 | - | - | 0.17 | 0.92 | 0 | 1563 | 1132 | 8.6 | 78 | 4.6 |
| 비교예 3 | 98 | 2 | - | - | 0.17 | 1.02 | 0 | 1567 | 1140 | 9.3 | 79 | 4.3 |
| 비교예 4 | 98 | 2 | - | - | 0.16 | 0.96 | 0 | 1550 | 1135 | 9.0 | 75 | 4.1 |
| 발명예 1 | 98 | 2 | 71 | 29 | 0.058 | 0.35 | 0.2 | 1554 | 1118 | 9.1 | 74 | 3.0 |
| 발명예 2 | 98 | 2 | 73 | 27 | 0.047 | 0.28 | 0.1 | 1540 | 1107 | 8.5 | 74 | 3.0 |
| 발명예 3 | 98 | 2 | 79 | 21 | 0.038 | 0.23 | 0.4 | 1537 | 1078 | 8.3 | 72 | 2.9 |
| 비교예 5 | 98 | 2 | - | - | 0.18 | 0.94 | 0 | 1557 | 1113 | 8.8 | 76 | 4.3 |
| 비교예 6 | 98 | 2 | - | - | 0.18 | 0.94 | 0 | 1549 | 1121 | 8.4 | 77 | 4.7 |
| 비교예 7 | 98 | 2 | - | - | 0.18 | 0.94 | 0 | 1548 | 1110 | 8.6 | 78 | 4.3 |
| 비교예 8 | 97 | 3 | - | - | 0.17 | 0.99 | 0 | 1550 | 1142 | 9.0 | 77 | 4.2 |
| 발명예 4 | 97 | 3 | 73 | 27 | 0.038 | 0.22 | 0.4 | 1531 | 1109 | 8.3 | 74 | 3.6 |
| 발명예 5 | 97 | 3 | 79 | 21 | 0.033 | 0.19 | 0.5 | 1522 | 1079 | 8.1 | 74 | 2.5 |
| 발명예 6 | 97 | 3 | 81 | 19 | 0.025 | 0.15 | 0.5 | 1529 | 1081 | 7.9 | 73 | 2.9 |
| 발명예 7 | 97 | 3 | 77 | 23 | 0.031 | 0.18 | 0.6 | 1517 | 1075 | 8.0 | 71 | 3.1 |
| 발명예 8 | 97 | 3 | 77 | 23 | 0.024 | 0.14 | 0.5 | 1503 | 1077 | 8.1 | 72 | 2.8 |
| 발명예 9 | 97 | 3 | 80 | 20 | 0.021 | 0.12 | 0.7 | 1511 | 1068 | 7.8 | 70 | 2.8 |
| 비교예 9 | 98 | 2 | - | - | 0.15 | 0.92 | 0 | 1534 | 1124 | 8.8 | 77 | 4.1 |
| 비교예 10 | 98 | 2 | - | - | 0.16 | 0.98 | 0 | 1549 | 1131 | 8.8 | 78 | 4.2 |
| 비교예 11 | 98 | 2 | - | - | 0.16 | 0.98 | 0 | 1557 | 1119 | 8.7 | 77 | 4.3 |
| 비교예 12 | 98 | 2 | - | - | 0.16 | 0.98 | 0 | 1555 | 1118 | 8.6 | 78 | 4.6 |
| 비교예 13 | 98 | 2 | - | - | 0.16 | 0.94 | 0 | 1571 | 1149 | 8.8 | 76 | 4.3 |
| 발명예 10 | 98 | 2 | 72 | 28 | 0.054 | 0.32 | 0.3 | 1543 | 1128 | 8.6 | 74 | 3.7 |
| 발명예 11 | 98 | 2 | 77 | 23 | 0.051 | 0.30 | 0.3 | 1538 | 1119 | 8.3 | 74 | 3.3 |
| 비교예 14 | 98 | 2 | - | - | 0.16 | 0.94 | 0 | 1561 | 1156 | 8.6 | 77 | 4.3 |
| 발명예 12 | 98 | 2 | 75 | 25 | 0.036 | 0.21 | 0.5 | 1555 | 1128 | 8.3 | 73 | 3.0 |
| 비교예 15 | 42 | 58 | - | - | 0.16 | 0.95 | 0 | 541 | 655 | 15.8 | 65 | 2.2 |
| 비교예 16 | 55 | 37 | - | - | 0.116 | 0.99 | 0 | 827 | 1193 | 9.7 | 75 | 2.5 |
| 비교예 17 | 68 | 24 | - | - | 0.226 | 0.98 | 0 | 683 | 985 | 14.7 | 76 | 2.6 |
| 구분 | 산세 전 | 산세 후 | ||
| Mn 최대 함량 (중량%) |
Si 농화량 (중량%·㎛) |
Mn 최대 함량 (중량%) |
Si 농화량 (중량%·㎛) |
|
| 비교예 1 | 18.3 | 0.017 | 3.12 | 0.001 |
| 비교예 2 | 20.1 | 0.015 | 3.08 | 0.002 |
| 비교예 3 | 19.7 | 0.022 | 3.41 | 0.007 |
| 비교예 4 | 55.4 | 0.001 | 3.67 | 0.006 |
| 발명예 1 | 35.4 | 0.007 | 3.45 | 0.002 |
| 발명예 2 | 36.1 | 0.011 | 3.41 | 0.002 |
| 발명예 3 | 34.1 | 0.008 | 3.58 | 0.009 |
| 비교예 5 | 11.9 | 0.025 | 3.21 | 0.007 |
| 비교예 6 | 18.3 | 0.031 | 3.19 | 0.003 |
| 비교예 7 | 17.9 | 0.018 | 3.11 | 0.003 |
| 비교예 8 | 11.2 | 0.010 | 3.28 | 0.009 |
| 발명예 4 | 29.9 | 0.015 | 3.45 | 0.003 |
| 발명예 5 | 36.7 | 0.002 | 3.38 | 0.001 |
| 발명예 6 | 36.6 | 0.015 | 3.49 | 0.002 |
| 발명예 7 | 34.1 | 0.008 | 3.39 | 0.009 |
| 발명예 8 | 37.9 | 0.009 | 3.60 | 0.002 |
| 발명예 9 | 41.1 | 0.002 | 3.51 | 0.001 |
| 비교예 9 | 11.8 | 0.018 | 3.48 | 0.003 |
| 비교예 10 | 15.2 | 0.023 | 3.41 | 0.001 |
| 비교예 11 | 9.5 | 0.031 | 3.55 | 0.003 |
| 비교예 12 | 14.3 | 0.018 | 3.51 | 0.008 |
| 비교예 13 | 10.5 | 0.009 | 3.18 | 0.009 |
| 발명예 10 | 34.2 | 0.002 | 3.49 | 0.007 |
| 발명예 11 | 36.8 | 0.012 | 3.51 | 0.001 |
| 비교예 14 | 9.5 | 0.027 | 3.28 | 0.005 |
| 발명예 12 | 31.1 | 0.007 | 3.44 | 0.001 |
| 비교예 15 | - | - | - | - |
| 비교예 16 | - | - | - | - |
| 비교예 17 | - | - | - | - |
| 비교예 15 내지 17은 본 발명의 타겟 강도를 크게 벗어나는 강으로, 본 측정 결과는 나타내지 아니하였다. | ||||
상기 표 1 내지 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 12는 강판 표층부에서 탈탄이 이루어짐에 의해 연질층이 형성되었으며, 그 결과 초고강도를 가지면서도 굽힙 특성이 우수할 뿐만 아니라, 표면 백색도가 향상된 결과를 보였다.
반면, 본 발명의 합금조성은 만족하나 제조조건이 벗어나는 비교예 1 내지 14는 강판 표층부에서 탈탄이 거의 이루어지지 못하여 연질층의 분율이 부족하고, 내부산화도 일어나지 않았다. 이에, 굽힘 특성이 열위한 결과를 보였다.
한편, 본 발명의 합금조성을 벗어나는 비교예 15 내지 17은 강판의 미세조직이 경질상으로 형성되지 못함에 의해 강도가 크게 열위한 것을 확인할 수 있다.
다만, 비교예 1 내지 17의 백색도가 70 이상인 것은 연속소둔시 이슬점 온도가 상당히 낮게 제어된 것과 산세 공정이 모두 행해짐에 기인한 것이다.
도 1은 발명예 2의 두께 방향 단면(압연방향에 수직한 방향)에 대해 STEM 측정 결과를 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 표면으로부터 두께 방향 0.5㎛ 이내에서 미세한 산화물들이 균일하게 존재하는 것을 확인할 수 있다.
도 2는 발명예 5과 비교예 8의 GDS를 이용하여 측정된 탄소 농도 프로파일을 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 8은 표면 부근에서 C 함량이 높고, 그 이후부터 두께 방향 40㎛까지는 C 함량이 거의 동일한 수준임을 확인할 수 있다. 반면, 발명예 5는 표면 부근에서 C 함량이 급격히 낮은 것을 확인할 수 있다. 이는, 발명예 5의 경우 표면에서 탈탄이 충분히 일어났음을 의미한다. 특히, 발명예 5의 경우 극표층부에서 가장 낮은 C 함량을 나타내며, 대략 두께 방향 30㎛까지는 탈탄층(연질층)의 형성에 의해 강판 자체의 C 함량 대비 낮게 측정됨을 알 수 있다.
Claims (12)
- 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 실리콘(Si): 0.01~0.5%, 망간(Mn): 2.0~4.0%, 산가용 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.01~1.0%, 보론(B): 0.005% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 95% 이상의 마르텐사이트와 잔부 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하며,
표면으로부터 두께 방향 5㎛ 이내의 영역은 면적분율 50% 이상으로 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 표면으로부터 두께 방향 1㎛ 이내의 영역에서 최대 Mn 함량이 상기 냉연강판의 Mn 함량(Mn0) 대비 2Mn0 이하인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 표면으로부터 두께 방향 0.1㎛ 이내의 영역에서 Si 농화량이 0.01%·㎛ 이하인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 표면으로부터 두께 방향 1㎛ 이내의 영역에서 Mn, Si, Cr 및 Al 중 1종 이상의 산화물을 포함하고, 상기 산화물은 평균 입자 크기가 200nm 이하인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 표면으로부터 두께 방향 1㎛ 이내의 영역 내의 최소 C 농도(CMin)가 하기 관계식 1을 만족하는 것인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판.
[관계식 1]
0.1 ≤ CMin/C0 ≤ 0.35
(관계식 1에서 C0은 냉연강판의 C 함량을 의미한다.)
- 제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 1310MPa 이상의 인장강도를 가지며, 굽힘 특성(R/t)이 4 이하인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 표면 백색도가 70 이상인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 1.0~2.0mm의 두께를 갖는 것인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판.
- 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 실리콘(Si): 0.01~0.5%, 망간(Mn): 2.0~4.0%, 산가용 알루미늄(Sol.Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.01~1.0%, 보론(B): 0.005% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 950~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~1050℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 60% 이하의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 700~900℃의 온도범위에서 10~240초간 소둔 열처리하는 단계;
상기 소둔 열처리된 냉연강판을 550~720℃의 온도범위까지 2~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 380~500℃의 온도범위까지 2차 냉각하는 단계;
상기 2차 냉각 후 과시효 처리하는 단계; 및
상기 과시효 처리 후 3~20%의 HCl 용액을 이용하여 1~50초간 산세처리하는 단계를 포함하는 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
- 제 9항에 있어서,
상기 2차 냉각의 냉각속도는 1차 냉각의 냉각속도 보다 빠르게 행하는 것인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
- 제 9항에 있어서,
상기 소둔 열처리 단계는 5~10%의 H2 및 잔부 N2의 분위기 조건으로 행하는 것인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
- 제 9항에 있어서,
상기 소둔 열처리 단계는 이슬점 온도 -10~30℃의 조건으로 행하는 것인 굽힘 가공성 및 표면 백색도가 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
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