KR20240052137A - 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차 멤버류에 적용되는 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘 특성이 매우 우수한 냉연 강판, 도금 강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 {ULTRA HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BENDIBILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 자동차 멤버류에 적용되는 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘 특성이 매우 우수한 냉연 강판(및 도금 강판) 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경 보호를 위해 자동차의 연비 향상이 요구되고 있고, 특히 자동차 강판에 있어서는 차체의 경량화 및 안전성 확보를 위해 한층 더 높은 수준의 고강도화가 요구되고 있다.
강도와 가공성을 겸비한 강판으로 지금까지 여러 가지가 고안 및 실용화되어 왔다. 예를 들면, 페라이트상과, 마르텐사이트나 베이나이트 등의 저온 변태상을 공존시킨 복합 조직 강판이 가공성이 우수한 고강도 강판으로서 이용되고 있다. 복합 조직 강판은 연질의 페라이트에 경질의 저온 변태상을 분산시킴으로써 강도와 가공성 향상을 동시에 도모하는 것이다.
한편, 충돌 부재로 사용되는 강재의 경우, 냉간 성형 기법을 이용하여 제조하는 경우, 보다 높은 가공특성, 특히 굽힘성이 우수한 초고강도강 개발이 요구되고, 마르텐사이트 단상을 이용하여 인장강도 1500MPa급 이상의 초고강도강 제조방법에 관한 연구가 활발히 진행되고 있다.
통상, 성형이 용이한 고온에서 소재를 성형한 후, 다이와 소재 간의 수냉을 통해 요구 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming, HPF 공법)이 개발되고 있다. 이는, 동일한 두께 대비 높은 강도를 확보할 수 있기 때문에 부품 제조에 HPF 공법을 많이 이용하고 있으나, 과도한 설비 투자비와 공정비용의 증가로 인해 적용에 문제점이 있어, 냉간 스탬핑용 소재의 개발이 필요한 실정이다. 따라서, 냉간 스탬핑용 소재로써 사용이 적합하고, 충돌 성능 확보를 위해 고강도 및 고항복비를 가지며, 굽힘 특성이 우수한 냉연강판의 개발이 요구된다.
이러한 방법의 대표적인 종래기술로는, 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 강 조성이 C: 0.25~0.4％, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.5~2.5％, P: 0.02％ 이하, S: 0.003 ％이하, Al: 0.01~0.1％, N: 0.005％ 이하, B: 0.0005~0.005％를 포함하고, 또한 Ti: 0.005~0.1％, Nb: 0.005~0.1％, 합계로 0.005~0.1％를 포함하고, 금속 조직이 마르텐사이트 단상 조직인 것을 이용한다. 이러한 강을 이용하여, Ae3 변태점 이상 900℃ 이하의 온도역에 가열 보관 유지 후, 평균 냉각 속도 300℃/s 이상에서 200℃ 이하까지 급냉하고, 이어서 250℃ 이하에서 템퍼링하여 강판을 제조하고 있으나, 수냉각에 의한 형상(평탄도)이 열위하여, 성형 시 불량을 초래하는 결점이 있다.
특허문헌 2는, C: 0.05% 이상 0.35% 이하, Si: 0.01% 이상 2.0% 이하, Mn: 0.8% 이상 3.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005% 이상 0.10% 이하, N: 0.0060% 이하이고, 페라이트 면적률이 0% 이상 90% 이하, 베이나이트 면적률이 5% 이하 (0% 포함), 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 면적률이 10% 이상 (100% 포함), 잔류 오스테나이트 면적률이 2.0% 이하 (0% 포함)인 강 조직를 가지고, 폭방향의 항복 강도의 표준 편차가 30 MPa 이하이고, 길이 1m에서 전단했을 때의 판 강판의 최대 휨량이 10 mm 이하인 박강판을 제조하는 기술이다. 그러나, 이 역시 소둔 후 급속냉각에 의한 형상 불량의 문제점을 가져, 실용적인 측면에서 불리한 한계가 있다.
일본 출원번호 제2009-098534호 일본 출원번호 제2018-143806호
본 발명의 일측면은 전술한 종래 기술의 한계를 극복하기 위한 것으로, 강 조성 및 제조 공정을 최적화하여 형상 및 굽힘 특성이 우수하면서도 인장강도 1500MPa 이상의 초고강도를 갖는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 실시형태는,
중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서 C와 Mn의 합계 함량(a)와, 표면으로부터 1/4t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점에서 C와 Mn의 합계 함량(b)의 비율(a/b×100)이 75% 이상(100% 제외)인, 강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 실시형태는,
중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도에서 재가열하는 단계;
재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
열간압연된 강판을 400~600℃에서 권취하는 단계;
권취된 강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
냉간압연된 강판을 Ac3+10℃~Ac3+80℃까지 열처리하여 소둔하는 단계;
소둔된 강판을 1차 냉각의 종료 온도 범위인 680~749℃까지 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 강판을 100℃~Mf 온도까지 60~160℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는, 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 종래 기술의 한계를 극복하고, 형상 및 굽힘 특성이 우수하면서도, 인장강도 1500MPa 이상의 초고강도를 갖는 강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 태양을 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명의 발명예 1에 따른 강판의 두께방향 단면을 주사 전자 현미경(SEM)으로 촬영한 사진을 나타낸 것이다.
본 명세서에서 사용되는 용어는 본 발명을 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
달리 정의하지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 기술 용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련 기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지도록 해석된다.
종래 충돌 성능 확보를 위해 고강도 및 고항복비를 가지는 강판에 대한 연구가 지속되었으나, 종래 기술에서는 성형 시 불량을 초래하거나, 공정 중의 소둔 후 급속 냉각에 의한 형상 불량이 발생하는 등의 기술적 한계가 있었다.
전술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위해 형상 및 굽힘 특성이 우수한 인장강도 1500MPa 이상의 초고강도 냉연 및 도금강판의 개발이 필요하나, 지금까지 이러한 수요를 충족하는 기술은 개발되지 않았다.
이에, 본 발명자들은, 전술한 종래 기술의 문제점을 해결하고자 예의 연구를 거듭한 결과, 성분 및 조업 조건이 특정한 관계를 만족할 때 목표로 하는 물성을 확보할 수 있음을 실험을 통해 확인하고 본 발명을 완성하게 되었다. 이를 통해, 본 발명에 의하면, 종래 기술의 한계를 극복하기 위한 것으로, 강 조성 및 제조 공정을 최적화하여 형상 및 굽힘 특성이 우수하면서도 인장강도 1500MPa 이상의 초고강도를 갖는 강판을 제공하는 것이 가능해진다.
이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명에 따른 강판의 일구현예에 대해 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 강판의 합금조성은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량%을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.1~0.3중량%
탄소는 침입형 고용 원소로서, 강의 강도를 향상시키는데 가장 효과적이고 중요한 원소이고, 마르텐사이트강의 강도 확보를 위해 필수적으로 첨가해야 하는 원소이다. 본 발명에서 목표하는 항복비와 인장 강도를 만족하는 초고강도강을 얻으려면 탄소가 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.15% 이상 첨가될 수 있다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과할 경우 경화능의 증가로 인해 냉각 중 마르텐사이트가 과도하게 형성됨에 따라 강도가 급격히 증가하여 연신율이 악화될 수 있다. 또한, 탄소 함량의 증가는 용접성을 저해하는 문제점이 있으므로, 그 상한을 0.3%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.28% 이하로 할 수 있다. 한편, 상기 C 함량의 하한은 0.2%일 수 있고, 혹은 상기 C 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.5 중량% 이하 (0 중량%는 제외)
실리콘은 잔류 오스테나이트 분율과 연신율을 높이는 작용을 하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강의 핵심 원소로 알려져 있다. 또한, 본 발명에 있어서, Si 첨가는 시멘타이트의 석출을 억제함으로써 굽힘 가공 시 크랙 발생을 억제하는 요소이다. 따라서, 전술한 효과를 얻기 위해서는 Si 함량으로 0중량%는 제외한다. 다만, 상기 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면, 용접성이 열위될 뿐만 아니라, 강판의 표면 특성 및 도금성이 나빠지게 되므로, Si 함량을 0.5중량%로 포함한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Si 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 상기 Si 함량의 상한은 0.3%일 수 있다.
망간(Mn): 1.3~2.5중량%
망간은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 1.3% 미만이면, 경화능의 낮아, 소둔 후 냉각 시 냉각 속도가 충분히 빠르지 않을 경우 마르텐사이트가 형성되지 않아 본 발명에서 요구되는 수준의 강도를 확보하기 어려워진다. 반면에, 그 함량이 2.5%를 초과하는 경우, 소둔 후 냉각시 Ms 온도가 낮아져서 최종 냉각 온도가 낮아짐에 따라 강판의 형상이 불량해지고, 또한 초기 마르텐사이트 조직의 확보가 어려워진다. 뿐만 아니라, 제강/연주 조업 시 Mn계 슬라브 길이 방향으로 편석대가 발생하여 오히려 굽힘성을 열위시키는 요인으로 작동하여 그 상한을 설정한다 즉, 두께방향으로 망간이 편석되어 슬라브 내 망간띠(Mn band) 형성이 쉬워 연주 크랙과 더불어 압연 공정 시 결함 발생이 높아지는 문제점이 생길 수 있으므로, 상기 Mn의 함량은 1.3~2.5%로 하는 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Mn 함량의 하한은 1.5%일 수 있고, 혹은 상기 Mn 함량의 상한은 2.1%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.2중량% 이하 (0 중량%는 제외)
크롬은 페라이트 변태를 억제함에 의하여 저온 변태 조직 확보를 용이하게 하는 합금 원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속 소둔 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있다. 전술한 효과를 얻기 위해, Cr 함량으로 0중량%는 제외한다. 다만, 상기 Cr의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 내지연 파괴성이 악화될 수 있다. 뿐만 아니라, CrC 등의 탄화물을 형성하여 구멍 확장성 및 굽힘 가공성을 저해하고, 합금 투입량 과다에 의한 원가가 증가될 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.2% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Cr 함량의 상한은 0.15%이거나, 0.1%일 수 있다. 다만, Cr 함량의 하한은 성분과 조업 조건을 최적화하여 제조 가능하다면 특별히 하한 범위는 설정할 필요가 없으나, 일례로서 0.01%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.1중량%
몰리브덴은 강의 ??칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과 및 마르텐사이트를 미세화하는 것에 의한 내지연파괴 특성의 개선 효과가 있다. 다만, 상기 Mo의 함량이 0.1% 초과하는 경우에는 고원가 합금원소 첨가에 따른 원가상승에 비해 그 효과가 크지 않아 상한을 0.1% 이하로 설정함이 바람직하다. 반면, Mo의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, Mo의 기본 특성이 전혀 나타나지 않아, 지연파괴의 개선 효과가 없다는 것을 실험적으로 확인하고 그 하한을 0.01% 이상으로 설정하였다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Mo 함량의 하한은 0.012%일 수 있고, 혹은 상기 Mo 함량의 상한은 0.08%인 것이 보다 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.003중량%
상기 보론은 페라이트 형성을 억제하는 원소이며, 이에 따라, 본 발명에서는 소둔 후 냉각시 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 다만, 상기 B의 함량이 0.003%를 초과하게 되면, 연성이 크게 저하될 수 있다, 반면, 상기 B의 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 경화능 효과가 전혀 없어, 목표로 하는 강도를 확보치 못할 뿐만 아니라, 표층에 페라이트가 형성되어 굽힘성이 열위되는 경향이 있어 그 하한을 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 B 함량의 하한은 0.0008%일 수 있고, 혹은 상기 B 함량의 상한은 0.0022%일 수 있다.
인(P): 0.1중량% 이하 (0%는 제외)
인은 강 중에 포함되는 불순물 원소로써, 강중에 첨가되는 양이 낮을수록 유리하지만 제조 과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 함량 0%는 제외한다. 다만, P의 함량이 0.1%를 초과하면 용접성이 악화되고, 강의 취성이 발생할 우려가 있으므로, 상한을 0.1% 이하로 제한할 수 있다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 P 함량의 하한은 0.0001%일 수 있고, 혹은 상기 P 함량의 상한은 0.03%일 수 있다.
황(S): 0.01중량% 이하 (0%는 제외)
황은 P와 마찬가지로 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로서, 강판의 연성과 용접성을 저해하는 원소이므로 가능한 함량을 낮게 관리하는 것이 바람직하므로, 본 발명에서 황의 함량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 S 함량의 하한은 일 수 있다. 또한, 강중 MnS 석출물을 최소화하여 굽힘성 개선에 보다 기여하기 위하여, 상기 S 함량의 상한은 0.008%일 수 있고, 혹은 0.005%일 수 있다.
질소(N): 0.01중량% 이하(0%는 제외)
질소는 불순물 원소로서, N의 함량이 0.01%를 초과하면, AlN 형성 등에 의한 연주시 크랙 발생 위험성을 크게 증가시키므로, N 함량의 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 N 함량의 하한은 0.0001%일 수 있고, 혹은, 상기 N 함량의 상한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.006%인 것이 보다 더 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1중량%
알루미늄은 용강 내 산소 제거를 위해 첨가될 수 있고, Si과 동일하게 재가열 및 과시효 단계에서 세멘타이트의 석출을 억제하여 잔류 오스테나이트를 안정화하는데 효과가 있는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.01% 미만이면, 강재의 탈산이 충분히 이루어지지 않고, 강재의 청정성을 해치게 된다. 반면, 상기 Al의 함량이 0.1%를 초과하는 경우, 슬라브의 주조성이 나빠질 뿐만 아니라, 소둔시 단상역 가열을 위해 필요한 온도가 높아지게 되어 생산 및 설비 문제가 있을 수 있다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Al 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 상기 Al 함량의 상한은 0.05%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.05중량%
니오븀은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리 시 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 석출 강화 효과로 강도 상승에 기여하는 원소이다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 탄·질화물 등의 석출이 증대하여 모재의 가공성이 저하되며, 합금 투입량이 과다해짐에 따라 원가가 증가된다. 반면, Nb의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 강도 상승에 전혀 기여치 못하기 때문에 그 하한을 0.01%로 한정한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Nb 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 상기 Nb 함량의 상한은 0.04%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%
티타늄은 질화물 형성 원소로서, 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 scavenging을 하는 원소이다. 상기 Ti을 미첨가하는 경우, AlN 형성에 의해 연속 주조 시 크랙이 발생할 가능성이 있다. 다만, 상기 Ti의 함량이 0.05%를 초과하면, 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의하여 마르텐사이트의 강도가 감소될 수 있고, TiC, TiN 등의 탄·질화물 형성에 의하여 구멍 확장성 및 굽힘 가공성을 저해할 수 있다. 반면, 상기 Ti의 함량이 0.01% 미만의 경우에는 Nb 원소와 유사하게 강도 상승에 전혀 기여치 못하므로, 그 하한을 설정한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Ti 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 상기 Ti 함량의 상한은 0.04%일 수 있다.
나머지는 철(Fe)를 포함하며, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 제조과정에서 통상의 기술자가라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이하에서는, 본 발명에 따른 강판의 특징에 대해 설명한다.
상기 강판의 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서 C와 Mn의 합계 함량(a)와, 표면으로부터 1/4t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점에서 C와 Mn의 합계 함량(b)의 비율(a/b)이 75% 이상(100% 제외)이다.
본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 표면으로부터 (강판의 두께 방향으로) 1/4t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점 대비 상기 강판의 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서의 C와 Mn의 합계 함량이 특정 비율을 충족함으로써, 굽힘 특성이 향상되는 경향성을 발견하여 본 발명을 완성하게 되었다. 따라서, 본 발명에 의하면, 표면으로부터 1/4t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점 대비 상기 강판의 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서의 C와 Mn의 합계 함량의 비율이 75% 미만이면 표층부에 페라이트 혹은 베이나이트가 군집형태로 과도하게 형성되어 페라이트와 마르텐사이트의 상간의 경계에서 크랙이 발생하여 굽힘성이 저하되는 문제가 생길 수 있다.
전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 비율(a/b)의 하한은 78%일 수 있고, 혹은 상기 비율(a/b)의 상한은 87%일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상을 10% 이하(0% 제외) 포함할 수 있다. 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상의 비율(A)이 10% 초과이면, 경질상인 마르텐사이트 주변에 연질의 페라이트 혹은 베이나이트가 과도하게 형성되어 굽힘시 크랙이 발생할 수 있다. 이 때, 상기 비율(A)의 하한에 대해서는 특별히 한정하지는 않으나, 실질적으로 제조가능한 범위에서 가능한 낮게 관리할 수 있으면 유리하다.
이 때, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 전술한 페라이트 및 베이나이트 외의 잔부는 마르텐사이트일 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 마르텐사이트를 90~99%를 포함할 수 있다. 혹은, 보다 바람직한 범위로서, 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 면적%로, 마르텐사이트의 분율 하한은 95%일 수 있고, 혹은 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 면적%로, 마르텐사이트의 분율의 상한은 98%일 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 t는 0.6 내지 2.5 mm일 수 있다.
한편, 본 발명의 강판은 도금층을 더 포함할 수 있다. 상기 도금층에 대해서는 특별히 한정하는 것이 아니므로, 아연계 도금, 알루미늄계 도금 등 그 종류뿐만 아니라, 용융도금, 전기도금 등 그 방식에 대해서도 제한하지 않는다. 즉, 본 발명이 속하는 기술분야에서 사용될 수 있는 것이면 충분하다. 다만, 본 발명의 바람직한 일례로서, 상기 도금층은 아연계 도금층일 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 인장강도(TS)가 1500MPa 이상이고, 굽힘성(R/t)이 3.7 이하인 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 인장강도(TS)가 1500MPa 이상이고, 연신율(El)이 3% 이상이고(혹은, 보다 바람직한 연신율의 범위는 5% 이상이고, 특히 그 상한은 높을수록 유리하여 산정하지는 않는다.), 굽힘성(R/t)이 3.7 이하인 강판을 제공할 수 있다.
다음으로, 본 발명에 있어서 바람직한 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 강의 슬라브를 1100~1300℃의 온도에서 재가열한다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행해진다. 이때 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만이면, 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생한다. 반면, 상기 재가열 온도가 1300℃를 초과하는 경우에는, 표면 스케일양이 증가하여 재료의 수율이 저하되므로 제한한다.
재가열된 슬라브를 열간압연한다. 이 때, 열간압연은 Ar3~1000℃에서 수행될 수 있다. 상기 재가열된 슬라브의 마무리 열간압연 온도를 Ar3(오스테나이트를 냉각시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도) 이상으로 한정하는데, 이는 Ar3 미만에서는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립 조직이 만들어지고, 열간 압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로 제한한다.
이어서, 상기 열간 압연된 강판을 400~600℃의 온도 범위에서 권취한다. 권취 온도가 600℃를 초과하는 경우에는, 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있어, 도금재 표면 특성이 악화될 수 있으므로, 그 상한을 제한한다. 또한, 열연판의 조직을 최대한 복합 조직이 아닌 단상 조직을 형성하여 전장, 전폭의 재질 균일성을 확보키 위해 낮은 권취 온도를 유지하는 것이 바람직하다. 다만, 권취 온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서, 후공정인 냉간 압연의 압연하중이 높아지고, 실제 생산을 불가능하게 만드는 요인이 있을 수 있어, 그 하한을 400℃ 이상으로 한정한다. 한편, 보다 바람직하게, 상기 권취 온도의 하한은 420℃일 수 있고, 혹은 상기 권취 온도의 상한은 520℃일 수 있으며, 권취 후 수냉 처리 냉각을 행할 수 있다.
다음으로, 상기 열간압연 후 권취된 열연강판의 표면에 형성된 산화층을 산세공정으로 제거한 후, 30~80%의 압하율로 냉간 압연을 실시한다. 상기 냉간 압연의 압하율이 30% 미만이면, 목표하는 두께 확보가 어려울 뿐만 아니라, 열간 압연 결정립의 잔존으로 인해 소둔 열처리 시 오스테나이트 생성 및 최종 물성에 영향을 미칠 우려가 있다. 또한, 상기 냉간압연의 압하율이 80%를 초과하게 되면, 냉간 압연 시 발생하는 가공 경화로부터 길이 및 폭 방향으로 압연되는 압하량 불균일로 인해 최종 강판의 재질 편차가 발생할 수 있는 문제가 있고, 압연부하로 인해 목표 두께의 확보가 어려울 수 있다.
냉간 압연 이후, Ac3+10℃~Ac3+80℃의 범위의 소둔 온도 범위에서 30초 이상 열처리를 행한다. Ac3 온도는 성분에 따라 변하므로 하기 식 1에 의해 결정하도록 한다. 상기 소둔 온도가 Ac3+10℃ 미만인 경우에는, 코일 전장에 걸쳐 단상역이 아닌 2상역 소둔에 의해 혼립 조직이 형성될 수 있어, 재질에 좋지 않은 영향을 미치므로, 그 하한을 Ac3+10℃으로 정의한다. 반면, 상기 소둔 온도가 Ac3+80℃를 초과하게 되면, 소둔로의 과부하로 설비적인 트러블이 발생할 수 있어 그 상한을 Ac3+80℃으로 설정한다. 한편, 보다 바람직하게, 상기 소둔 온도의 하한은 823℃일 수 있고, 혹은 상기 소둔 온도의 상한은 916℃일 수 있다.
[식 1]
Ac3= 910-203√[C]-15.2[Ni]+44.7[Si]+104[V]+31.5[Mo]+13.1[W]
(상기 식 1에 있어서, [C], [Ni], [Si], [V], [Mo] 및 [W]는, 괄호 안의 각 원 소의 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 소둔 시의 열처리는, Ac3+10℃~Ac3+80℃의 온도 범위에서 30초 이상 수행(유지)될 수 있다. Ac3+10℃~Ac3+80℃에서의 열처리 시간이 30초 미만이면 조직이 충분히 단상으로 열처리되지 않은 문제가 생길 수 있어 최종적으로 마르텐사이트 조직을 확보하기 어려울 수 있다.
이어서, 상기 소둔된 강판을 1차 냉각 종료 온도 범위인 680~749℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 초과)의 평균 냉각 속도로 1차 냉각을 실시한다. 1차 냉각 종료 온도가 680℃ 미만인 경우, 실험 결과에 따르면 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역의 표층부에서, 마르텐사이트 조직 외 기타 상 조직(페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상)의 비율이 면적%로, 10%를 초과하거나, 및/또는 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서 C와 Mn의 합계 함량(a)이 표면으로부터 1/4t 지점(여기서, t는 강판의 전체 두께)에서 C와 Mn 합계 함량(b)를 비교 시, 비율(a/b)이 75% 미만이 되어, 결국 굽힘성(R/t) 평가값이 3.7를 초과할 수 있고, 이로 인해 성형성이 악화될 수 있다. 반면, 1차 냉각 종료 온도가 749℃를 초과하게 되면, 설비 구성상 재현될 수 없을 뿐만 아니라, 조직이 조대화되어 강도가 악화되는 현상이 발생할 수 있으므로, 1차 냉각 종료 온도를 680~749℃로 한정한다. 한편, 보다 바람직하게, 상기 1차 냉각 종료 온도의 하한은 700℃일 수 있고, 혹은 상기 1차 냉각 종료 온도의 상한은 730℃일 수 있다.
또한, 1차 냉각의 평균 냉각 속도가 10℃/s를 초과하는 경우에는, 판의 형상에 문제가 생길 수 있으므로, 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 상한을 10℃/s로 한다. 또한, 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 설비 구성상 가능한 범위까지 낮을 수 있으므로 그 하한을 별도로 설정하지 않을 수 있으므로, 0℃/s 초과(혹은, 1℃/s 이상)로 한다. 한편, 보다 바람직하게는, 상기 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 4.3℃/s일 수 있고, 혹은 상기 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 7.7℃/s일 수 있다.
다음으로, 1차 냉각된 강판을 100℃~Mf 온도까지 60~160℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각(급속 냉각)을 실시한다. 이 때, 상기 Mf는 마르텐사이트 변태 종료 온도(Finish Temperature; Mf)를 말하고, Dilatometer을 이용하여 측정한다.
본 발명에서 요구되는 수준의 강도를 확보키 위해 상기 2차 냉각 시에 급냉 조건을 유지하는 것이 바람직하다. 구체적으로, 상기 2차 냉각의 평균 냉각 속도가 60℃/s 미만인 경우에는, 냉각 시 일부 베이나이트 조직이 형성될 수 있어 목표로 하는 강도 확보가 곤란해질 수 있다. 반면, 상기 2차 냉각의 평균 냉각 속도가 160℃/s를 초과하면, 2차 냉각 시점에서 급격한 마르텐사이트 변태 속도로 인해 강판의 형상 열위 및 폭 방향으로의 재질 편차 문제가 생길 수 있다, 한편, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 2차 냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 80℃/s일 수 있고, 혹은 상기 2차 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 153℃/s일 수 있다.
또한, 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도는 100℃~Mf 온도이고, 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도가 Mf 온도를 초과하면, 마르텐사이트 변태가 충분히 이루어지지 않아, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도가 100℃ 미만인 경우에는, 너무 낮은 온도로 냉각됨으로 인하여, 형상측면에서 불리하며 설비상 제조 공정범위를 넘게 되므로, 그 하한을 100℃로 한정한다. 한편, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도의 하한은 106℃일 수 있고, 혹은 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도의 상한은 152℃일 수 있다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따른 강판의 제조 방법은, 하기 관계식 1을 충족할 수 있다. 본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 1차 및 2차 냉각 시의 냉각 종료 온도 사이에 하기 관계식 1과 같은 특정 관계를 충족함으로써, 강도 및 굽힘성 등에 있어서 우수한 특성이 확보될 수 있음을 확인하였다.
[관계식 1]
4.5 ≤ T1/T2 ≤ 7
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 T1은 1차 냉각의 냉각 종료 온도(℃)를 나타내고, 상기 T2는 2차 냉각의 냉각 종료 온도(℃)를 나타낸다.)
이어서, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 2차 냉각된 강판을 150~240℃에서 재가열하여 과시효 열처리한다. 상기 재가열 및 과시효 열처리를 통해 전술한 급냉의 2차 냉각 공정을 통해 얻어진 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 변태시켜 항복강도를 상승시킬 수 있다. 상기 과시효 열처리 온도가 150℃ 미만인 경우에는, 템퍼링이 충분이 이루어지지 않아 항복강도가 낮고, 충분한 인성을 확보할 수 없는 단점이 있다. 반면, 상기 과시효 열처리 온도가 240℃를 초과하는 경우에는, 탄화물의 다량 석출 및 조대화로 굽힘가공성이 열위해지는 단점이 있다.
한편, 상기 과시효 열처리 온도의 하한은 낮을수록 굽힘성이 유리하나, 설비적인 특성을 고려하여 150℃ 이상을 추천하고, 보다 바람직하게는 상기 170℃ 이상일 수 있다. 또한, 상기 과시효 열처리 온도의 상한은 200℃인 것이 바람직하고, 198℃인 것이 보다 더 바람직하다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따른 강판의 제조 방법은, 하기 관계식 2를 충족할 수 있다. 본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 2차 냉각의 냉각 종료 온도와, 과시효 열처리 온도 사이에 하기 관계식 2와 같은 특정 관계를 충족함으로써, 강도 및 굽힘성 등에 있어서 보다 우수한 특성을 갖는 강판을 확보할 수 있음을 추가적으로 발견하였다.
[관계식 2]
1.2 ≤ T3/T2 ≤ 1.8
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 T2는 2차 냉각의 냉각 종료 온도(℃)를 나타내고, 상기 T3는 과시효 열처리의 온도(℃)를 나타낸다.)
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 과시효 열처리는 400초 이상 수행될 수 있다. 여기서, 상기 과시효 열처리 시간은 상기 과시효 열처리 온도 범위에서 유지되는 시간을 의미한다.
상기 과시효 열처리 시간이 400초 미만인 경우에는, 템퍼링이 충분히 이루어지지 않아, 항복강도가 낮아질 수 있다. 반면, 상기 과시효 열처리 시간의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 연속 소둔 설비 특성상 1000초를 초과하기는 어렵다. 따라서, 상기 과시효 열처리 시간은 400~1000초 동안 수행될 수 있고, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 과시효 열처리 시간의 하한은 428초일 수 있고, 혹은 상기 과시효 열처리 시간의 상한은 600초일 수 있다.
이어서, 필요에 따라, 판 형상 개선을 위해 조질 압연 혹은 Tension Leveling를 통과할 수 있다.
또한, 필요에 따라, 강판 표면에 도금층을 형성하는 단계를 더 포함할 수 있다. 상기 도금은 도금욕을 설치하여 용융 도금액에 강판을 침지(dipping)하는 용용도금법과 소둔이 끝난 후 전해액에서 전기 도금하는 방법이 있다. 상기 도금 조건은 일반적으로 본 발명이 속하는 기술 분야에서 알려진 것이라면 특별히 제한되지 않는다.
전술한 제조방법에 의하면, 인장강도 1500MPa급 이상의 초고강도를 가지면서도, 굽힘성(R/t) 3.7 이하를 갖는 형상 및 굽힘성이 우수한 초고강도 강판을 효과적으로 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 하기 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것으로서, 본 발명의 권리범위는 하기 실시예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 잉곳으로 주조한 후, 사이징 압연하여 강 슬라브를 제조하였다. 이 강 슬라브를 1200℃의 온도로 가열하고, 1시간 유지한 뒤, 900℃에서 마무리 열간압연하고 다양한 조건을 설정된 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연 권취를 모사하였다. 이 열연강판을 산세한 뒤, 50%의 냉간 압하율로 냉간 압연 후에, 하기 표 2에 기재된 조건으로 소둔 열처리, 1차 냉각(서냉), 2차 냉각(급냉), 재가열 및 과시효 열처리를 행하여 냉연 강판을 제조하고 통상의 조건을 이용하여 전기 아연 도금 처리를 행하였다.
이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여, 미세조직은 광학 현미경 및 SEM 조직 관찰을 통해 평가하였다. 특히, 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에 해당하는 표층부의 조직 관찰은 3000배 SEM 조직을 이용하였고, 각 조직 상에 대한 분율은 각 상의 이미지 분석을 통해 면적율을 분석하여 3회 분석의 평균값을 대표값으로 하였다.
또한, 표면으로부터 1/4t 지점과, 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 각 C와 Mn의 합계 함량 비율을 측정하기 위하여, TEM 장치를 이용한 마이크로 애널라이저(FE-EPMA)를 이용하여 정량 분석을 하였다.
즉, 국소의 C 및 Mn 농도는 개략 직경 20㎛ 이내의 5 포인트(Points)를 대상으로 각각에 대한 C, Mn의 정량적 농도비(%)를 분석하고 그 산술 평균함으로써 대표값을 이용하였다. 또한 전체적인 C, Mn 농도비를 비교하기 위해 라인 프로파일(Line Profile) 기법을 이용하여 상대 비교함으로써 표면으로부터 1/4t 지점 대비 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서 C와 Mn의 평균 합계 함량 비율을 정확히 평가하였다.
인장강도(TS) 및 항복강도(YS)는 압연 방향의 수직 방향으로 JIS 5호 사이즈의 인장시험편을 채취한 후 strain rate 0.01/s로 인장시험을 실시하여 측정하였다.
R/t(굽힘 특성)는 냉연강판을 폭 100mm × 길이 30mm로 시편가공을 한 후, 시험속도 100mm/min의 조건으로 90˚굽힘 시험을 한 후, 현미경을 이용하여 굽힘부의 크랙을 확인함으로써 결과값의 신뢰도를 향상시켰다.
평탄도 측정은 길이방향으로 200mm 절판후 전폭에 대해 3D Scanner기법을 이용하여 형상을 스캔후 section별로 측정하여 평탄도를 평가하였다 통상 본 발명에서 그 값이 3mm이하이면 만족한 수준이라고 판단했다.
하기 표 1은 본 발명강과 비교강을 제조하는 성분 범위를 표시한 것이며 표 2는 발명강과 비교강의 각 조업조건을 정리하였다. 발명강 중에 본 발명범위를 벗어난 조업조건을 *로 표기했으며 비교강에서도 역시 본 발명 범위를 벗어난 경우에도 *로 표시하였다.
C Si Mn Cr Mo B P S N S.Al Nb Ti Ac3
발명강 1 0.15 0.1 1.7 0.1 0.015 0.002 0.008 0.001 0.003 0.03 0.02 0.03 836
발명강 2 0.18 0.1 1.8 0.1 0.012 0.0018 0.007 0.0021 0.004 0.03 0.03 0.023 829
발명강 3 0.21 0.2 1.5 0.1 0.03 0.0022 0.006 0.0023 0.002 0.025 0.025 0.03 827
발명강 4 0.24 0.1 1.9 0.08 0.02 0.001 0.008 0.0022 0.005 0.04 0.03 0.04 816
발명강 5 0.28 0.2 2.1 0.15 0.04 0.0008 0.005 0.0012 0.006 0.02 0.04 0.02 813
발명강 6 0.22 0.2 1.9 0.12 0.08 0.0021 0.006 0.008 0.006 0.03 0.03 0.023 826
비교강 1 0.31 0.2 0.8 0.2 0.2 0.0008 0.007 0.007 0.004 0.04 - 0.03 812
비교강 2 0.26 0.3 2.7 0.1 0.18 0.0021 0.008 0.006 0.005 0.03 0.003 0.025 826
구분 강종
No.		 권취
온도
(℃)		 소둔
온도
(℃)		 1차
냉각
종료
온도
(℃)		 1차
냉각
속도
(℃/s)		 2차
냉각
종료
온도
(℃)		 2차
급냉
속도
(℃/s)		 과시효
열처리
온도
(℃)		 과시효
열처리
시간
(초)
발명예 1 발명강 1 450 852 712 4.5 121 80 180 452
발명예 2 발명강 1 452 854 705 5.2 118 85 182 456
비교예 1 발명강 2 451 848 721 4.7 70 * 200 * 170 350
비교예 2 발명강 2 460 853 652 * 2.3 150 120 187 455
발명예 3 발명강 3 520 862 706 7.7 152 121 186 435
발명예 4 발명강 3 478 852 712 4.8 118 108 178 428
발명예 5 발명강 4 430 855 723 4.6 122 105 182 480
비교예 3 발명강 4 452 800 * 705 4.5 108 151 186 501
발명예 6 발명강 5 455 849 712 4.3 106 153 183 450
비교예 4 발명강 5 640 * 862 715 4.8 240 * 32 * 350 * 482
발명예 7 발명강 6 462 846 721 6.1 113 95 198 485
발명예 8 발명강 6 455 862 716 6.8 121 92 186 495
비교예 5 비교강 1 550 845 715 3.2 350 * 55 * 278 * 496
비교예 6 비교강 1 526 861 713 4.3 260 * 86 215 520
비교예 7 비교강 2 530 855 650 * 4.5 112 95 186 512
비교예 8 비교강 2 540 849 713 4.2 115 105 182 532
구분 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 연신율
(%)		 표기
①		 표기
②		 평탄도
③
(㎜)		 굽힘성
(R/t)
발명예 1 1180 1502 7.1 8.2 82 2.1 3.5
발명예 2 1210 1520 7.2 5.3 87 2.2 3.5
비교예 1 1245 1510 6.5 6.5 72 * 8.7 * 4.7 *
비교예 2 1246 1520 6.8 12.3 * 70 * 1.8 4.3 *
발명예 3 1282 1520 6.5 5.6 82 1.9 3.4
발명예 4 1256 1562 7.2 6.5 86 1.8 3.5
발명예 5 1235 1582 7.1 7.8 78 1.6 3.5
비교예 3 1241 1590 7.5 11.5 * 68 1.5 5.5 *
발명예 6 1231 1543 6.8 4.5 81 2.2 3.5
비교예 4 1210 1556 6.2 8.7 62 2.3 4.8 *
발명예 7 1260 1550 6.6 6.5 79 2.4 3.5
발명예 8 1245 1549 6.3 6.6 81 2.1 3.6
비교예 5 1021 1352 * 6.5 12.5 * 68 * 2.7 4.5 *
비교예 6 1032 1401 * 5.6 12.3 * 65 * 2.5 4.6 *
비교예 7 1265 1596 5.8. 14.1 * 71* 2.9 4.8 *
비교예 8 1256 1586 6.5 10.7 * 65 * 2.3 4.3 *
한편, 상기 표 3에 있어서, ①~③은 하기의 값을 나타낸다.
① 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상의 면적 비율(%)
② 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, C와 Mn의 합계 함량(a)와, 표면으로부터 1/4t (여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점에서 C와 Mn의 합계 함량(b)의 비율(a/b×100)
상기 표 1에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 발명예들은, 1500 ㎫ 이상의 인장 강도, 굽힘성(R/t)이 3.7 이하를 충족하고, 평탄도가 3㎜ 이하를 충족하여, 초고강도를 가지면서도, 우수한 형상 및 굽힘성을 가짐을 확인하였다.
특히, 도 1에는 본 발명의 발명예 1에 따른 강판의 두께방향 단면을 주사 전자 현미경(SEM)으로 촬영한 사진을 나타내었다.
반면, 본 발명의 비교예들의 경우, 본 발명에서 요구되는 조건에 부합되지 않아 전술한 강도, 형상 및 굽힘성 중에 하나 이상의 특성이 열위함을 확인하였다.
구체적으로, 비교예 1 및 2는 1차 및 2차 냉각 종료 온도 및 냉각 속도를 벗어난 경우, 평탄도 혹은 굽힘성이 본 발명에서 요구되는 범위를 벗어나며, 이는 표층 20μm 이내 마르텐사이트 조직외에 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 혼립 조직의 비율이 10%를 넘거나, 혹은 C, Mn 합계 함량 비율이 본 발명의 요구 범위를 벗어나, 굽힘성이 열위되는 것을 알 수 있다.
비교예 3 및 4는 권취 온도 및 소둔 온도가 본 발명범위를 벗어나 제조된 조건으로 역시 굽힘성이 열위되는 것을 볼 수 있으며, 비교예 5~8은 강성분이 목표범위를 벗어나 이역시 굽힘성이 열위됨을 알 수 있다.
즉, 본 발명에서 요구되는 성분 및 조업조건을 제어를 통해 발명예의 경우처럼 목표로하는 형상(평탄도) 및 굽힘성이 우수한 1500MPa급 소둔 및 전기아연도금강판을 제조할 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, C와 Mn의 합계 함량(a)와, 표면으로부터 1/4t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점에서 C와 Mn의 합계 함량(b)의 비율(a/b×100)이 75% 이상(100% 제외)인, 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상을 10% 이하(0% 제외) 포함하는, 강판.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 잔부는 마르텐사이트인, 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 마르텐사이트를 90~99% 포함하는, 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 t는 0.6~2.5mm인, 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 표면 상에, 아연계 도금층을 더 포함하는, 강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    인장강도(TS)가 1500MPa 이상이고, 굽힘성(R/t)이 3.7 이하인, 강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도에서 재가열하는 단계;
    재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
    열간압연된 강판을 400~600℃에서 권취하는 단계;
    권취된 강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
    냉간압연된 강판을 Ac3+10℃~Ac3+80℃까지 열처리하여 소둔하는 단계;
    소둔된 강판을 1차 냉각의 종료 온도 범위인 680~749℃까지 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각된 강판을 100℃~Mf 온도까지 60~160℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는, 강판의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 소둔하는 단계는 Ac3+10℃~Ac3+80℃에서의 열처리를 30초 이상 수행하는, 강판의 제조방법.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 2차 냉각된 강판을 150~240℃로 재가열하여 과시효 열처리하는 단계를 더 포함하는, 강판의 제조 방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 과시효 열처리하는 단계는 400~1000초 동안 수행되는, 강판의 제조방법.
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