KR102178731B1 - 가공특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 강판에 관한 것으로서, 특히 가공특성이 우수한 고강도 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

가공특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WORKABILITY PROPERTY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 강판에 관한 것으로서, 특히 가공특성이 우수한 고강도 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업은 지구 환경을 보호하기 위하여 소재 경량화를 도모하고, 동시에 탑승자 안정성을 확보할 수 있는 방안에 주목하고 있다. 이러한 안정성과 경량화 요구에 부응하기 위해 고강도 강판의 적용이 급격히 증가하고 있다. 일반적으로 강판의 고강도화가 이루어질수록 연성과 가공성은 저하되기 때문에, 자동차 부재용 강판에 있어서, 강도와 연성의 밸런스(balance)와 우수한 가공성이 요구되고 있다.
강판의 연성을 개선하는 기술로써, 템퍼드 마르텐사이트를 활용하는 방법이 특허문헌 1 및 2에 개시되어 있다. 경질의 마르텐사이트를 템퍼링(tempering)시켜 만든 템퍼드 마르텐사이트는 연질화된 마르텐사이트이며, 기존의 템퍼링되지 않은 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)와 강도의 차이를 보인다. 프레시 마르텐사이트를 억제시키고 템퍼드 마르텐사이트를 형성하게 되면 연성과 가공성이 증가한다.
그러나 특허문헌 1 및 2에 개시된 기술로는 인장강도와 연신율의 곱(TS×El)이 22,000MPa% 이상을 만족하지 못하여 우수한 연성을 갖는 고강도 강판을 확보하기 어렵다.
한편, 자동차 부재용 강판은 고강도이면서 연성과 가공성이 우수한 특성을 모두 얻기 위해서 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강이 개발되었다. 특허문헌 3 및 4에서는 연성 및 가공성이 우수한 TRIP강이 개시되어 있다.
특허문헌 3에서는 다각형의 페라이트와 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하여, 연성과 가공성을 향상시키고자 하였으나, 베이나이트를 주상(主相)으로 하고 있어 높은 강도를 확보하지 못하고, TS×El도 22,000MPa% 이상을 만족하지 못하는 것을 알 수 있다.
특허문헌 4에서는 페라이트 형성과, 잔류 오스테나이트의 미세화 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직을 형성하여 연성 및 가공성을 향상시키고 있으나, 연질의 페라이트가 다량 포함되어 있어, 높은 강도를 확보하기 어려운 문제가 있다.
지금까지도 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판에 대한 요구를 충족시키지 못하고 있는 실정이다.
한국 공개특허공보 제10-2006-0118602호 일본 공개특허공보 제2009-019258호 한국 공개특허공보 제10-2014-0012167호 한국 공개특허공보 제10-2010-0092503호
본 발명의 일측면은 강판의 조성 및 미세조직을 최적화하여 우수한 연성과 가공성을 갖는 고강도 강판과 이를 제조하는 방법에 대해 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 않는다. 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 일태양은 중량%로, C: 0.25 초과~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 텀퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,
하기 [관계식 1]을 만족하는 가공특성이 우수한 고강도 강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1
(단, V(1.2㎛, γ)은 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)
본 발명의 또다른 일태양은 중량%로, C: 0.25 초과~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉연압연된 강판을 제공하는 단계;
상기 냉연압연된 강판을 Ac3 이상으로 가열(1차 가열)하여, 50초 이상 유지(1차 유지)하는 단계;
평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 600~850℃의 온도범위까지 냉각(1차 냉각)하는 단계;
평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 300~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 단계;
평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 100~300℃의 온도범위까지 냉각(3차 냉각)하는 단계;
평균 가열속도 5℃/s 이상으로, 350~550℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 10초 이상 유지(3차 유지)하는 단계;
평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 250~450℃의 온도범위까지 냉각(4차 냉각)하고, 이 온도범위에서 10초 이상 유지(4차 유지)하는 단계; 및
평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 상온까지 냉각(5차 냉각)하는 단계를 포함하는 가공특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 의하면, 우수한 연성 및 가공성을 갖는 고강도 강판을 확보함으로써, 경량화 및 안정성이 동시에 요구되는 자동차 구조용으로 제공할 수 있다.
본 발명의 발명자들은 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등을 포함하는 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, TRIP)강에 있어서, 잔류 오스테나이트의 안정화를 도모하고, 잔류 오스테나이트 크기와 형상을 통해서 강도, 연성 및 가공성에 영향이 미치는 것을 인지하게 되었다. 이를 규명하여, 강도와 연성의 밸런스와 가공성이 우수한 강판과 이를 제조하는 방법을 고안하게 된 것이다.
이하, 본 발명에 대해서 상세히 설명한다. 먼저 본 발명 강판의 합금조성에 대해서 상세하게 설명한다.
본 발명의 강판은 중량%로(이하, %), C: 0.25 초과~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 추가적으로, Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5%, V: 0~0.5%, Cr: 0~3.0%, Mo: 0~3.0%, Cu: 0~4.5%, Ni: 0~4.5%, B: 0~0.005%, Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05%, Mg: 0~0.05%, W: 0~0.5%, Zr: 0~0.5%, Sb: 0~0.5%, Sn: 0~0.5%, Y: 0~0.2%, Hf: 0~0.2% 및 Co: 0~1.5% 등이 포함될 수 있다. 이하, 각 합금조성에 대해서 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.25 초과~0.75%
상기 C는 강판의 강도를 부여하기 위한 불가결한 원소인 동시에, 강판의 연성을 증가시키는 잔류 오스테나이트의 안정화 원소이다. 상기 C 함량이 0.25% 이하이면 필요한 인장강도의 확보가 어렵고, 0.75%를 초과하게 되면 냉간 압연이 어려워 강판을 제조할 수 없다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.25 초과~0.75% 이하인 것이 바람직하다. 상기 C의 함량은 0.31~0.75%인 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 4.0% (0은 제외)
상기 Si은 고용강화에 의한 강도 향상의 효과가 있는 원소이며, 페라이트를 강화시키고 조직을 균일화 시키며 가공성을 개선하는 원소이다. 또한, 시멘타이트 석출을 억제시켜 잔류 오스테나이트 생성에 기여하는 원소이다. 상기 Si이 4.0%를 초과하게 되면, 도금공정에서 미도금과 같은 도금결함 문제와 강판의 용접성을 저하시키므로, 상기 Si의 함량은 4.0% 이하인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 5.0% (0은 제외)
상기 Al은 강중의 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이다. 또한 Si과 동일하게 시멘타이트 석출을 억제시켜 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 상기 Al 함량이 5.0%를 초과하게 되면, 강판의 가공성이 열화되고 개재물을 증가시킨다. 따라서 상기 Al의 함량은 5.0% 이하인 것이 바람직하다.
한편, 상기 Si과 Al의 합량(Si+Al)은 1.0~6.0%인 것이 바람직하다. 상기 Si 및 Al은 본 발명에서 미세조직 형성에 영향을 주어, 연성 및 굽힘 가공성에 영향을 미치는 성분이다. 따라서 우수한 연성 및 굽힘 가공성을 갖기 위해, 상기 Si 및 Al의 합량이 1.0~6.0%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.5~4.0%를 포함한다.
망간(Mn): 0.9~5.0%
상기 Mn은 강도와 연성을 함께 높이는데 유용한 원소이다. 0.9% 이상에서 상기 효과를 얻을 수 있지만, 5.0%를 초과하게 되면 강판의 용접성과 충격 인성을 저하시킨다. 또한, 5.0% 초과하여 Mn을 포함하게 되면, 베이나이트 변태시간이 증가하여 오스테나이트 중의 C 농화가 충분하지 않아 필요한 잔류 오스테나이트 분율을 확보할 수 없다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.9~5.0%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.15% 이하
상기 P은 불순물로 함유되어 충격인성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.15% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.03% 이하
상기 S은 불순물로 함유되어 강판 중에 MnS를 만들고, 연성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.03% 이하
상기 N는 불순물로 함유되어 연속주조 중에 질화물을 만들어 슬라브의 균열을 일으키는 원소이다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
나머지는 Fe와 불가피하게 포함되는 불순물을 포함한다. 한편, 본 발명의 강판은 상술한 합금성분 이외에 추가적으로 포함될 수 있는 합금 조성이 존재하며, 이에 대해서는 아래에서 상세히 설명한다.
티타늄(Ti): 0~0.5%, 니오븀(Nb): 0~0.5%, 바나듐(V): 0~0.5% 중 1종 이상
상기 Ti, Nb 및 V은 석출물을 만들어 결정립을 미세화시키는 원소이다. 강판의 강도와 충격인성을 향상시키기 위해 함유시켜도 좋다. 상기 Ti, Nb 및 V의 각 함량이 0.5%를 초과하게 되면 과도한 석출물 형성으로 충격인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 되므로, 그 함량은 0.5% 이하인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0~3.0%
상기 Cr 및 Mo은 합금화 처리시 오스테나이트 분해를 억제하고, Mn과 동일하게 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 상기 Cr 및 Mo의 각 함량이 3.0%를 초과하게 되면 베이나이트 변태시간이 증가하여 오스테나이트 중의 C 농화가 충분하지 않아 필요한 잔류 오스테나이트 분율을 확보할 수 없다. 따라서 상기 Cr 및 Mo의 각 함량은 3.0% 이하인 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0~4.5%, 니켈(Ni): 0~4.5%
상기 Cu 및 Ni은 오스테나이트를 안정화시키고, 부식을 억제하는 원소이다. 상기 Cu 및 Ni은 강판 표면으로 농화되어 강판 내로 이동하는 수소 침입을 막아 수소지연파괴를 억제하는 효과도 있다. 상기 Cu 및 Ni의 각 함량이 4.5%를 초과하면 과도한 특성효과뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 Cu 및 Ni의 각 함량은 4.5% 이하인 것이 바람직하다.
보론(B): 0~0.005%
상기 B은 담금질성을 향상시켜 강도를 높이고 결정립계의 핵생성을 억제하는 원소이다. 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.005% 이하인 것이 바람직하다.
칼슘(Ca): 0~0.05%, 마그네슘(Mg): 0~0.05%, 이트륨(Y)을 제외한 희토류 원소(REM): 0~0.05%
상기 REM이란 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가르킨다. 상기 Ca, Mg 및 Y을 제외한 REM은 황화물을 구형화시킴으로써 강판의 연성을 향상시킬 수 있다. 상기 Ca, Mg 및 Y을 제외한 REM의 각 함량이 0.05%를 초과하게 되면, 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, Ca, Mg 및 Y을 제외한 REM의 각 함량은 0.05% 이하인 것이 바람직하다.
텅스텐(W): 0~0.5%, 지르코늄(Zr): 0~0.5%
상기 W 및 Zr은 담금질성을 향상시켜 강판의 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 W 및 Zr의 각 함량이 0.5%를 초과하게 되면, 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 W 및 Zr의 각 함량은 0.5% 이하인 것이 바람직하다.
안티몬(Sb): 0~0.5%, 주석(Sn): 0~0.5%
상기 Sb 및 Sn은 강판의 도금 젖음성과 도금 밀착성을 향상시키는 원소이다. 상기 Sb 및 Sn의 각 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강판의 취성이 증가하여 열간가공 또는 냉간가공 시 균열이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Sb 및 Sn의 각 함량은 0.5% 이하인 것이 바람직하다.
이트륨(Y): 0~0.2%, 하프늄(Hf): 0~0.2%
상기 Y 및 Hf은 강판의 내식성을 향상시키는 원소이다. 상기 Y 및 Hf의 각 함량이 0.2%를 초과하게 되면 강판의 연성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 Y 및 Hf의 각 함량은 0.2% 이하인 것이 바람직하다.
코발트(Co): 0~1.5%
상기 Co는 베이나이트 변태를 촉진시켜 TRIP 효과를 증가시키는 원소이다. 상기 Co 함량이 1.5% 를 초과하게 되면 강판의 용접성과 연성이 열화될 수 있다. 따라서 상기 Co의 함량은 1.5% 이하인 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명 강판의 미세조직에 대해서 상세히 설명한다.
본 발명 강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함한다. 바람직한 일예로써, 부피 분율로, 30~75%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~50%의 베이나이트, 10~40%의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 5% 이하의 페라이트와 잔부 불가피한 조직으로 구성된다. 상기 불가피한 조직이란 프레시 마르텐사이트, 펄라이트, 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite Constituent, M-A) 등이 있다. 상기 프레시 마르텐사이트나 펄라이트가 과도하게 형성되면, 강판의 연성과 가공성이 열위되거나 잔류 오스테나이트의 분율을 저감시킬 수 있다.
본 발명의 강판은 인장강도와 연신율의 곱(TS×El)이 22,000MPa% 이상이고, R/t(R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경(㎜)이고, t는 강판의 두께(㎜)임)가 0.5~3.0으로서, 강도뿐만 아니라 연성이 우수하고, 우수한 가공특성을 확보할 수 있다.
이를 위해, 강판의 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 것이 중요하다. 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위해서는 강판의 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트에서 C와 Mn을 오스테나이트로 농화시키는 것이 필요하다. 그러나 페라이트를 활용하여 오스테나이트 중으로 C를 농화시키면 페라이트의 낮은 강도 특성 때문에 강판의 강도가 부족할 수 있다. 따라서, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 활용하여 오스테나이트 중으로 C와 Mn을 농화시키는 것이 바람직하다.
잔류 오스테나이트가 포함된 강판은, 가공 중 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태시 발생하는 변태유기소성에 의해 우수한 연성 및 가공성을 갖는다. 상기 강판의 잔류 오스테나이트가 10% 미만인 경우에는 TS×El이 22,000MPa% 미만 또는 R/t가 3.0을 초과할 수 있다. 한편, 잔류 오스테나이트 분율이 40%를 초과하게 되면 국부연신율(Local Elingation)이 저하될 수 있다. 따라서, 강도와 연성의 밸런스 및 가공성의 양쪽 모두가 우수한 강판을 얻기 위해서는 상기 잔류 오스테나이의 분율은 10~40%인 것이 바람직하다.
한편, 상기 잔류 오스테나이트 중 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상의 잔류 오스테나이트는 베이나이트 형성 온도에서 열처리되어 평균 크기가 증가하여 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태를 억제시키게 되어, 강판의 가공성을 향상시킬 수 있다.
따라서, 강판의 연성 및 가공성을 확보하기 위해서서는 잔류 오스테나이트 중에서 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상의 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 것이 바람직하다. 이에 본 발명에서는 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1의 값이 0.1 미만에서는 R/t가 0.5~3.0을 만족하게 않게 되어, 우수한 가공성을 확보하기 어렵다.
[관계식 1]
V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1
(단, V(1.2㎛, γ)은 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)
또한, 잔류 오스테나이트 중에 레쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트도 강판의 가공성에 영향을 줄 수 있다. 잔류 오스테나이이트는 베이나이트 상들 사이에 형성된 레쓰 형태의 잔류 오스테나이트와 베이나이트 상들이 없는 부분에 형성된 블록(block) 형태의 잔류 오스테나이트로 구분된다. 상기 블록 형태의 잔류 오스테나이트는 열처리 과정에서 베이나이트로 추가 변태되면서, 레쓰 형태의 잔류 오스테나이트가 증가하게 되고, 결국 강판의 가공성이 향상될 수 있다.
따라서, 연성과 가공성을 향상시키기 위해서는 레쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트 분율 증가시키는 것이 바람직하다. 이에 본 발명에서는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 2의 값이 0.5 미만인 경우에는 R/t가 0.5~3.0을 만족하게 않게 되어, 우수한 가공성을 확보하기 어렵다.
[관계식 2]
V(lath, γ) / V(γ) ≥ 0.5
(단, V(lath, γ)은 레쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)
한편, 템퍼링 되지 않은 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)와 템퍼드 마르텐사이트는 모두 강판의 강도를 향상시키는 미세조직이다. 그러나, 템퍼드 마르텐사이트와 비교할 때, 프레시 마르텐사이트는 강판의 연성을 크게 저하시키는 특성이 있다. 이는 템퍼링 열처리에 의해 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직이 연질화되지 때문이다. 따라서, 본 발명의 강도와 연성 밸런스 및 가공성이 우수한 강판을 제공하기 위해서는 템퍼드 마르텐사이트를 활용하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율(부피분율)이 30% 미만에서는 TS×El이 22,000MPa% 이상 확보하기 어렵고, 75%를 초과하게 되면 연성 및 가공성을 저하시키게 되어, TS×El이 22,000MPa% 미만 또는 R/t가 3.0 초과로 바람직하지 않다.
강판의 강도와 연성의 밸런스 및 가공성을 향상시키기 위해서는 베이나이트를 적절하게 포함하는 것이 바람직하다. 상기 베이나이트 분율(부피 분율)이 10% 이상에서 TS×El이 22,000MPa% 이상 및 R/t가 0.5~3.0을 구현할 수 있다. 그러나, 50% 초과의 베이나이트는 상대적으로 템퍼드 마르텐사이트 분율을 감소시켜 결국 TS×El이 22,000MPa% 미만이 되어 바람직하지 않다.
이하, 본 발명의 강판을 제조하는 방법의 일예에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명의 강판 제조방법은 먼저, 전술한 합금조성을 갖는 강괴 또는 강 슬라브를 제조하고, 상기 강괴 또는 강 슬라브를 가열하여 열간압연한 후, 권취, 산세 및 냉간압연하여 냉간압연된 강판을 준비한다.
일예로써, 상기 강괴 또는 강 슬라브를 1000~1350℃의 온도로 가열하고, 800~1000℃의 온도로 마무리 열간압연하는 것이 바람직하다. 상기 가열온도가 1000℃ 미만일 경우, 마무리 열간압연 온도 구간의 이하에서 열간압연될 소지가 있다. 또한, 가열온도가 1350℃를 초과할 경우에는 강의 융점에 도달하여 녹아버릴 소지가 있다. 한편, 상기 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만일 경우에는 강의 높은 강도 때문에 압연기에 큰 부담을 줄 수 있다. 또한 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과할 경우에는 열간압연 후 강판의 결정립이 조대하여 상기 고강도 강판의 물성을 저하시킬 수 있다. 상기 열간압연된 강판의 결정립을 미세화하기 위해 마무리 열간압연 후 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 350~700℃의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 350℃ 미만에서는 권취가 용이하지 않고, 700℃를 초과하는 경우에는 상기 열간압연된 강판의 표면에 생성되는 스케일(scale)이 상기 강판 내부까지 형성되어 산세를 어렵게 할 소지가 있다. 한편, 상기 권취 후에 강판 표면에 생성된 스케일을 제거하기 위해서 산세하고, 냉간압연을 한다. 상기 산세 및 냉간압연 조건을 특별히 제한하는 것은 아니며, 상기 냉간압연은 누적 압하율 30~90%로 하는 것이 바람직하다. 냉간압연 누적 압하율이 90%를 초과하면 상기 강판의 높은 강도로 인하여 냉간압연을 단시간에 수행하기 어려울 소지가 있다.
냉간압연된 강판은 소둔 열처리 공정을 거쳐 미도금의 냉연강판으로 제작되거나, 내식성을 부여하기 위해서 도금공정을 거쳐 도금강판으로 제작될 수 있다. 도금은 용융아연도금, 전기아연도금, 용융알루미늄도금 등의 도금방법을 적용할 수 있고, 그 방법과 종류를 특별히 제한하지 않는다.
본 발명에 따른 강도와 연성의 밸런스 및 가공성을 확보하기 위해서, 소둔 열처리 공정을 행한다. 이하 그 일예에 대해 상세히 설명한다.
상기 냉간압연된 강판을 Ac3 이상을 가열(1차 가열)하고, 50초 이상 유지(1차 유지)한다.
상기 1차 가열 또는 1차 유지 온도가 Ac3 미만인 경우 페라이트가 형성될 수 있고, 잔류 오스테나이트가 충분하지 않아 상기 강판의 TS×El 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 1차 유지 시간이 50초 미만인 경우에는 조직을 충분히 균일화시키지 못하여 상기 강판의 물성이 저하된다. 상기 1차 가열 내지 유지 온도의 상한과 1차 유지 시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 결정립 조대화로 인해 인성 감소를 억제하기 위해서, 상기 1차 가열 내지 유지 온도는 950℃ 이하, 1차 유지 시간은 1200초 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 1차 유지 후, 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로 1차 냉각정지온도 600~850℃의 온도범위까지 냉각(1차 냉각)하는 것이 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 1차 평균 냉각속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도가 600℃ 미만인 경우에는 페라이트가 과하게 형성되고 잔류 오스테나이트가 부족하게 되어, TS×El 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 1차 냉각정지온도의 상한은 상기 1차 유지온도 보다 30℃ 이하인 것이 바람직하여, 850℃로 하는 것이 바람직하다.
상기 1차 냉각 후, 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 300~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 것이 바람직하다. 상기 2차 평균 냉각속도가 2℃/s 미만일 경우에는 페라이트가 과하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여 상기 강판의 TS×El 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 상기 2차 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 2차 유지온도가 500℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 부족하여 상기 강판의 V(lath, γ) / V(γ), TS×El 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 300℃ 미만이면 낮은 열처리 온도로 상기 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 상기 2차 유지시간이 5초 미만이면 열처리 시간이 부족하여 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 부족하여 강판의 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 2차 유지 시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 2차 유지시간은 600초 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 1차 냉각속도(Vc1)은 상기 2차 냉각속도(Vc2)보다 작은 것이 바람직하다(Vc1 < Vc2).
상기 2차 유지 후, 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 2차 냉각정지온도인 100~300℃의 온도범위까지 냉각(3차 냉각)하는 것이 바람직하다. 상기 3차 평균 냉각속도가 2℃/s 미만일 경우, 느린 냉각으로 강판의 굽힘 가공성이 저하될 수 있다. 상기 3차 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 3차 평균 냉각속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 2차 냉각정지온도가 300℃를 초과하게 되면 베이나이트가 과도하게 형성되고 템퍼드 마르텐사이트가 부족하여 강판의 TS×El을 저하시킬 수 있다. 반면, 100℃ 미만에서는 템퍼드 마르텐사이트가 과하게 형성되고 잔류 오스테나이트가 부족하여 강판의 V(1.2㎛,γ)/V(γ), TSХEL 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다.
상기 3차 냉각 후, 평균 가열속도 5℃/s 이상으로 350~550℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 10초 이상 유지(3차 유지)하는 것이 바람직하다. 상기 2차 평균 가열속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 2차 평균 가열속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 3차 유지온도가 550℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하게 되어 상기 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), TSХEL 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 반면, 350℃ 미만이면, 낮은 열처리 온도로 인해 V(1.2㎛, γ) / V(γ), TSХEL 및 굽힘가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 3차 유지시간이 10초 미만이면 열처리 시간이 부족하여 V(1.2㎛, γ) / V(γ), TSХEL 및 굽힘가공성을 저하시킬 수 있다. 상기 3차 유지 시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 3차 유지시간은 1800초 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 3차 유지 후, 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 250~450℃의 온도범위까지 냉각(4차 냉각)하고, 이 온도범위에서 10초 이상 유지(4차 유지)하는 것이 바람직하다. 상기 4차 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 4차 평균 냉각속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 4차 유지 온도가 450℃를 초과하게 되면, 높은 열처리 온도로 강판의 V(lath, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 반면, 250℃ 미만에서는 낮은 열처리 온도로 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 한편, 상기 4차 유지시간이 10초 미만이면 열처리 시간이 부족하여 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 상기 4차 유지시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 4차 유지시간은 1800초 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 4차 유지 후, 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 상온까지 냉각(5차 냉각)하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해서 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정된다.
(실시예)
하기 표 1에 의한 합금 조성(나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 두께 30㎜의 강 슬라브를 제조하여, 1200℃에서 가열한 다음, 900℃에서 마무리 열간 압연을 하고, 30℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하여 600℃에서 권취하여 두께 3㎜의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 산세하여 표면 스케일을 제거한 후, 1.5㎜두께까지 냉간압연을 실시하였다.
이후, 상기 표 2 내지 표 5에 개시된 소둔 열처리 조건으로 열처리를 행하여, 강판을 제조하였다.
이렇게 제조된 강판의 미세조직을 관찰하여 그 결과를 표 6 및 표 7에 나타내었다. 미세조직 중 페라이트(F), 베이나이트(B), 템퍼드 마르텐사이트(TM) 및 펄라이트(P)는 연마된 시편 단면을 나이탈 에칭한 후 SEM을 통하여 관찰하였다. 이중에서 구별이 어려운 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트는 딜라테이션 평가 후에 팽창 곡선을 이용하여 분율을 계산하였다. 한편, 프레시 마르텐사이트(FM)와 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 역시 구별이 쉽지 않기 때문에, 상기 SEM로 관찰된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 분율에서 X선 회절법으로 계산된 잔류 오스테나이트의 분율을 뺀 값을 프레시 마르텐사이트 분율로 결정하였다.
한편, 상기 제조된 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ), TS×El, R/t 를 관찰하여, 그 결과를 표 8 및 표 9에 나타내었다.
상기 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트(V(1.2㎛, γ)) 및 레쓰(lath) 형상의 잔류 오스테나이트(V(lath, γ))는 EPMA의 상지도(Phase Map)를 이용하여 잔류 오스테나이트 상 내에서 측정된 면적으로 결정하였다. 측정된 잔류 오스테나이트 상의 면적은 강판 전체로 보아 잔류 오스테나이트의 체적을 의미한다.
상기 TS×El 및 R/t은 인장시험 및 V-벤딩시험으로 평가되었다. 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대해 90°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 평가하여 TS×El을 결정하였다. R/t는 압연판재의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 시편을 채취하여 90°굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경 R을 판재의 두께 t로 나눈 값으로 결정하였다.
강종 화학성분 (중량%)
C Si Mn P S Al N Cr Mo 기타
A 0.39 1.98 2.13 0.011 0.0008 0.02 0.0032 0.51
B 0.38 2.03 2.21 0.010 0.0013 0.02 0.0028 0.23 0.18
C 0.37 1.95 1.88 0.010 0.0010 0.02 0.0029 0.47
D 0.33 2.31 3.95 0.009 0.0012 0.03 0.0030 0.49
E 0.41 1.85 2.06 0.008 0.0009 0.03 0.0031
F 0.52 1.68 2.33 0.009 0.0008 0.02 0.0027
G 0.72 1.64 2.41 0.012 0.0011 0.02 0.0034
H 0.38 0.87 2.11 0.011 0.0010 1.93 0.0033
I 0.36 1.08 2.07 0.011 0.0013 2.35 0.0031
J 0.35 0.02 1.95 0.010 0.0010 4.67 0.0030 Ti: 0.05
K 0.43 1.74 1.93 0.008 0.0011 0.02 0.0035 Nb: 0.05
L 0.41 1.89 1.88 0.009 0.0011 0.02 0.0028 V: 0.05
M 0.39 1.75 1.92 0.011 0.0012 0.02 0.0027 Ni: 0.36
N 0.38 1.89 2.18 0.012 0.0013 0.03 0.0024 Cu: 0.35
O 0.38 1.68 2.22 0.013 0.0007 0.03 0.0028 B: 0.003
P 0.36 1.88 2.26 0.012 0.0008 0.02 0.0026 Ca: 0.002
Q 0.37 1.84 2.37 0.008 0.0009 0.02 0.0031 REM: 0.001
R 0.44 1.73 2.45 0.009 0.0009 0.02 0.0031 Mg: 0.001
S 0.42 1.77 2.38 0.010 0.0010 0.02 0.0034 W: 0.11
T 0.31 1.95 2.19 0.010 0.0011 0.02 0.0033 Zr: 0.10
U 0.32 1.98 2.03 0.009 0.0013 0.03 0.0032 Sb: 0.02
V 0.39 1.82 2.41 0.008 0.0012 0.02 0.0030 Sn: 0.02
W 0.36 1.78 2.26 0.009 0.0012 0.02 0.0027 Y: 0.01
X 0.37 3.64 2.14 0.009 0.0007 0.03 0.0029 Hf: 0.01
Y 0.37 2.27 2.18 0.011 0.0007 0.03 0.0028 Co: 0.35
XA 0.21 1.92 2.05 0.011 0.0008 0.03 0.0024
XB 0.78 1.94 2.11 0.008 0.0011 0.02 0.0031
XC 0.39 0.02 2.16 0.012 0.0012 0.03 0.0027
XD 0.38 4.26 2.07 0.012 0.0009 0.02 0.0032
XE 0.40 0.03 2.31 0.008 0.0010 5.31 0.0026
XF 0.41 1.84 0.75 0.009 0.0010 0.02 0.0033
XG 0.38 1.88 5.64 0.011 0.0012 0.02 0.0031
XH 0.38 1.96 2.20 0.010 0.0011 0.02 0.0030 3.38
XI 0.36 1.89 2.08 0.009 0.0010 0.02 0.0027 3.41
구분 번호 강종 1차
평균
가열
속도
(℃/s)		 1차
유지
온도
(℃)		 1차
유지
시간
(s)		 1차
평균
냉각
속도
(℃/s)		 1차
냉각
정지
온도
(℃)		 2차
평균
냉각
속도
(℃/s)		 2차
유지
온도
(℃)		 2차
유지
시간
(s)		 3차
평균
냉각
속도
(℃/s)
발명예 1 A 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 2 A 10 730 120 10 700 20 400 50 20
비교예 3 A 10 880 1 10 700 20 400 50 20
비교예 4 A 10 880 120 10 580 20 400 50 20
발명예 5 A 10 880 120 10 820 20 400 50 20
비교예 6 A 10 880 120 10 700 0.5 400 50 20
비교예 7 A 10 880 120 10 700 20 530 50 20
비교예 8 A 10 880 120 10 700 20 400 2 20
비교예 9 A 10 880 120 10 700 20 270 50 20
발명예 10 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 11 B 10 880 120 10 700 20 400 50 1
비교예 12 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 13 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 14 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 15 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 16 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 17 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 18 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 19 B 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 20 C 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 21 D 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 22 E 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 23 F 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 24 G 10 880 120 10 700 20 450 50 20
발명예 25 H 10 880 120 10 700 20 350 50 20
발명예 26 I 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 27 J 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 28 K 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 29 L 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 30 M 10 880 120 10 700 20 400 50 20
구분 번호 강종 1차
평균
가열
속도
(℃/s)		 1차
유지
온도
(℃)		 1차
유지
시간
(s)		 1차
평균
냉각
속도
(℃/s)		 1차
냉각
정지
온도
(℃)		 2차
평균
냉각
속도
(℃/s)		 2차
유지
온도
(℃)		 2차
유지
시간
(s)		 3차
평균
냉각
속도
(℃/s)
발명예 31 N 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 32 O 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 33 P 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 34 Q 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 35 R 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 36 S 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 37 T 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 38 U 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 39 V 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 40 W 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 41 X 10 880 120 10 700 20 400 50 20
발명예 42 Y 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 43 XA 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 44 XB 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 45 XC 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 46 XD 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 47 XE 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 48 XF 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 49 XG 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 50 XH 10 880 120 10 700 20 400 50 20
비교예 51 XI 10 880 120 10 700 20 400 50 20
구분 번호 강종 2차
냉각
정지
온도
(℃)		 2차
평균
가열
속도
(℃/s)		 3차
유지
온도
(℃)		 3차
유지
시간
(s)		 4차
평균
냉각
속도
(℃/s)		 4차
유지
온도
(℃)		 4차유지
시간
(s)		 5차
평균
냉각
속도
(℃/s)
발명예 1 A 200 15 425 160 10 375 160 10
비교예 2 A 200 15 425 160 10 375 160 10
비교예 3 A 190 15 425 160 10 375 160 10
비교예 4 A 200 15 425 160 10 375 160 10
발명예 5 A 210 15 425 160 10 375 160 10
비교예 6 A 200 15 425 160 10 375 160 10
비교예 7 A 200 15 425 160 10 375 160 10
비교예 8 A 200 15 425 160 10 375 160 10
비교예 9 A 220 15 425 160 10 375 160 10
발명예 10 B 200 15 425 160 10 375 160 10
비교예 11 B 200 15 425 160 10 375 160 10
비교예 12 B 70 15 425 160 10 375 160 10
비교예 13 B 330 15 425 160 10 375 160 10
비교예 14 B 200 15 320 160 10 270 160 10
비교예 15 B 200 15 580 160 10 375 160 10
비교예 16 B 200 15 425 3 10 375 160 10
비교예 17 B 200 15 425 160 10 220 160 10
비교예 18 B 200 15 520 160 10 480 160 10
비교예 19 B 200 15 425 160 10 375 3 10
발명예 20 C 220 15 425 160 10 375 160 10
발명예 21 D 130 15 425 160 10 375 160 10
발명예 22 E 270 15 425 160 10 375 160 10
발명예 23 F 180 15 425 160 10 375 160 10
발명예 24 G 200 15 425 160 10 375 160 10
발명예 25 H 200 15 425 160 10 375 160 10
발명예 26 I 190 15 425 160 10 375 160 10
발명예 27 J 180 15 425 160 10 375 160 10
발명예 28 K 200 15 425 160 10 375 160 10
발명예 29 L 210 15 425 160 10 375 160 10
발명예 30 M 200 15 425 160 10 375 160 10
구분 번호 강종 2차
냉각
정지
온도
(℃)		 2차
평균
가열
속도
(℃/s)		 3차
유지
온도
(℃)		 3차
유지
시간
(s)		 4차
평균
냉각
속도
(℃/s)		 4차
유지
온도
(℃)		 4차
유지
시간
(s)		 5차
평균
냉각
속도
(℃/s)
발명예 31 N 220 15 425 160 15 375 160 10
발명예 32 O 200 15 425 160 15 375 160 10
발명예 33 P 150 15 425 160 15 375 160 10
발명예 34 Q 250 15 425 160 15 375 160 10
발명예 35 R 200 15 425 160 15 375 160 10
발명예 36 S 200 15 425 160 15 375 160 10
발명예 37 T 180 15 425 160 15 375 160 10
발명예 38 U 200 15 425 160 15 375 160 10
발명예 39 V 200 15 425 160 15 375 160 10
발명예 40 W 190 15 425 160 15 375 160 10
발명예 41 X 210 15 425 160 15 375 160 10
발명예 42 Y 200 15 425 160 15 375 160 10
비교예 43 XA 200 15 425 160 15 375 160 10
비교예 44 XB 200 15 425 160 15 375 160 10
비교예 45 XC 190 15 425 160 15 375 160 10
비교예 46 XD 200 15 425 160 15 375 160 10
비교예 47 XE 180 15 425 160 15 375 160 10
비교예 48 XF 220 15 425 160 15 375 160 10
비교예 49 XG 200 15 425 160 15 375 160 10
비교예 50 XH 210 15 425 160 15 375 160 10
비교예 51 XI 200 15 425 160 15 375 160 10
구분 번호 강종 F
(vol.%)		 B
(vol.%)		 TM
(vol.%)		 FM
(vol.%)		 P
(vol.%)		 잔류γ
(vol.%)
발명예 1 A 0 27 51 0 0 22
비교예 2 A 33 7 8 0 47 5
비교예 3 A 20 15 47 12 0 6
비교예 4 A 18 24 49 1 0 8
발명예 5 A 0 23 58 0 0 19
비교예 6 A 17 19 57 0 0 7
비교예 7 A 0 20 64 1 0 15
비교예 8 A 0 19 63 0 0 18
비교예 9 A 0 21 61 1 0 17
발명예 10 B 0 25 55 0 0 20
비교예 11 B 0 18 64 1 0 17
비교예 12 B 0 12 82 0 0 6
비교예 13 B 0 75 6 0 0 19
비교예 14 B 0 18 63 0 0 19
비교예 15 B 0 23 69 0 0 8
비교예 16 B 0 18 64 2 0 16
비교예 17 B 0 15 67 0 0 18
비교예 18 B 0 24 55 1 0 20
비교예 19 B 0 22 60 1 0 17
발명예 20 C 0 23 59 0 0 18
발명예 21 D 0 18 66 0 0 16
발명예 22 E 0 19 59 2 0 20
발명예 23 F 0 17 61 0 0 22
발명예 24 G 0 20 62 0 0 18
발명예 25 H 0 45 36 1 0 18
발명예 26 I 0 22 59 0 0 19
발명예 27 J 0 19 64 0 0 17
발명예 28 K 0 21 56 1 0 22
발명예 29 L 0 17 62 0 0 21
발명예 30 M 0 24 57 0 0 19
구분 번호 강종 F
(vol.%)		 B
(vol.%)		 TM
(vol.%)		 FM
(vol.%)		 P
(vol.%)		 잔류γ
(vol.%)
발명예 31 N 0 22 61 0 0 17
발명예 32 O 0 31 47 0 0 22
발명예 33 P 0 26 53 1 0 20
발명예 34 Q 0 21 61 0 0 18
발명예 35 R 0 18 47 1 0 34
발명예 36 S 0 27 51 1 0 21
발명예 37 T 0 25 56 0 0 19
발명예 38 U 0 23 60 0 0 17
발명예 39 V 0 17 65 0 0 18
발명예 40 W 0 19 59 1 0 21
발명예 41 X 0 23 57 1 0 19
발명예 42 Y 0 22 60 0 0 18
비교예 43 XA 0 25 62 0 0 13
비교예 44 XB 0 19 22 15 0 44
비교예 45 XC 0 29 67 0 0 4
비교예 46 XD 0 20 39 22 0 19
비교예 47 XE 0 24 41 20 0 15
비교예 48 XF 0 26 60 1 6 7
비교예 49 XG 0 18 47 15 0 20
비교예 50 XH 0 22 44 18 0 16
비교예 51 XI 0 23 43 19 0 15
구분 번호 강종 V(1.2㎛,γ)/V(γ) V(lath,γ)/V(γ) TS×EL (MPa%) R/t
발명예 1 A 0.23 0.72 31146 1.63
비교예 2 A 0.15 0.55 15358 4.64
비교예 3 A 0.12 0.54 25724 5.28
비교예 4 A 0.14 0.58 19546 4.17
발명예 5 A 0.21 0.65 31531 2.04
비교예 6 A 0.15 0.56 20157 3.37
비교예 7 A 0.08 0.58 24913 4.39
비교예 8 A 0.06 0.53 28516 3.85
비교예 9 A 0.07 0.57 26157 3.34
발명예 10 B 0.22 0.73 31358 2.17
비교예 11 B 0.13 0.54 28597 3.42
비교예 12 B 0.08 0.56 21512 3.74
비교예 13 B 0.17 0.58 18941 2.29
비교예 14 B 0.05 0.55 26345 3.57
비교예 15 B 0.16 0.33 15627 7.53
비교예 16 B 0.08 0.39 27443 4.38
비교예 17 B 0.06 0.46 24838 8.04
비교예 18 B 0.16 0.44 26945 3.67
비교예 19 B 0.08 0.37 28578 5.87
발명예 20 C 0.26 0.62 30257 2.32
발명예 21 D 0.22 0.63 31752 2.01
발명예 22 E 0.25 0.80 28146 2.47
발명예 23 F 0.16 0.65 26247 1.14
발명예 24 G 0.19 0.63 28324 1.38
발명예 25 H 0.17 0.55 31972 2.22
발명예 26 I 0.21 0.71 28126 2.42
발명예 27 J 0.24 0.56 28315 0.79
발명예 28 K 0.43 0.60 28168 2.04
발명예 29 L 0.17 0.57 29020 2.28
발명예 30 M 0.15 0.62 26418 2.64
구분 번호 강종 V(1.2㎛,γ)/V(γ) V(lath,γ)/V(γ) TS×EL (MPa%) R/t
발명예 31 N 0.18 0.67 28342 2.68
발명예 32 O 0.17 0.62 29027 1.75
발명예 33 P 0.20 0.68 30257 1.91
발명예 34 Q 0.19 0.65 31139 2.15
발명예 35 R 0.14 0.63 28661 2.68
발명예 36 S 0.23 0.55 32187 2.33
발명예 37 T 0.19 0.59 31455 1.84
발명예 38 U 0.21 0.56 27635 2.42
발명예 39 V 0.19 0.63 29328 1.84
발명예 40 W 0.25 0.61 28479 1.77
발명예 41 X 0.18 0.58 29216 2.53
발명예 42 Y 0.19 0.63 31338 2.28
비교예 43 XA 0.24 0.55 16398 2.82
비교예 44 XB 0.19 0.53 17107 4.84
비교예 45 XC 0.18 0.56 13894 4.57
비교예 46 XD 0.13 0.57 26988 4.06
비교예 47 XE 0.14 0.54 26287 3.58
비교예 48 XF 0.17 0.53 15374 3.39
비교예 49 XG 0.15 0.62 24068 4.17
비교예 50 XH 0.19 0.56 23623 5.61
비교예 51 XI 0.16 0.54 25180 4.43
상기 표 1 내지 9에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제시한 조건을 충족하는 발명예에서는 TS×El이 22,000MPa% 이상이고, R/t가 0.5~3.0을 만족하여, 가공특성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있음을 알 수 있다.
이에 비해, 비교예에서는 본 발명에서 제시되는 조건을 충족하지 못하여, 본 발명에서 요구하는 물성을 확보하지 못하는 것을 알 수 있다.
구체적으로, No.43 내지 49의 비교예는 본 발명의 필수 합금 성분 중에서 C, Si, Mn, Al 등 합금조성이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로서, 본 발명에서의 강도 및 가공특성을 확보하지 못하는 것을 알 수 있다. 특히, No. 45의 비교예는 Si와 Al의 합량(Si+Al)이 매우 낮은 경우로서, TS×El이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하여, 비교예로 나타내었다.
No.50 및 51은 각각 Cr 및 Mo가 본 발명에서 제시한 범위를 초과한 경우로서, 프레시 마르텐사이트(FM)가 증가하여, R/t가 3.0을 초과하였다.
한편, No.2의 비교예는 1차 유지온도가 낮아 페라이트가 과도하게 형성되고, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트가 부족하여, TS×El이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. No.3의 비교예는 1차 유지시간이 짧아 조직이 불균일하게 되어 페라이트 분율이 5%를 초과하고, 잔류 오스테나이트가 부족하여, R/t가 3.0을 초과하였다.
No.4 및 6의 비교예는 각각 1차 냉각정지온도가 낮거나 2차 평균 냉각속도가 낮아 페라이트가 과도하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여, TS×El이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. 한편, No.7 내지 9의 비교예는 2차 유지온도와 시간이 본 발명 범위를 벗어나서 V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. No.11의 비교예는 3차 냉각속도가 낮아 R/t가 3.0을 초과하였다.
No.12의 비교예는 2차 냉각 정지온도가 낮아 템퍼드 마르텐사이트가 과하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여, V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이며, TS×El이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. No.13의 비교예는 2차 냉각정지온도가 높아 베이나이트가 과도하게 형성되고, 템퍼드 마르텐사이트가 부족하여, TS×El이 22,000MPa% 미만이었다.
No.14는 3차 유지온도가 낮아 V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. 반면, No.15 비교예는 3차 유지온도가 높아 잔류 오스테나이트가 부족하여, V(lath, γ) / V(γ)가 0.5 미만이며, TS×El이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. No.16의 비교예는 3차 유지시간이 짧아 낮아 V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이고, V(lath, γ) / V(γ)가 0.5 미만이며, R/t가 3.0을 초과하였다.
No.17 및 19의 비교예는 각각 4차 유지온도가 낮거나, 4차 유지시간이 짧은 것으로서, V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이고, V(lath, γ) / V(γ)가 0.5 미만이며, R/t가 3.0을 초과하였다. 반면, No.18의 비교예는 4차 유지온도가 높아서 V(lath, γ) / V(γ)가 0.5 미만이었고, R/t가 3.0을 초과하였다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.25 초과 0.75% 이하, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 부피분율로, 30~75%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~50%의 베이나이트, 10~40%의 잔류 오스테나이트, 5% 이하의 페라이트 및 불가피한 조직을 포함하고,
    하기 [관계식 1] 및 하기 [관계식 2]를 만족하며,
    인장강도와 연신율의 곱(TS×El)이 22,000MPa% 이상이고, R/t(R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경(㎜)이고, t는 강판의 두께(㎜)임)가 0.5~3.0인 가공특성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 1]
    V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1
    (단, V(1.2㎛, γ)은 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)
    [관계식 2]
    V(lath, γ) / V(γ) ≥ 0.5
    (단, V(lath, γ)은 레쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 하기 (1) 내지 (9) 중 어느 하나 이상을 더 포함하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판.
    (1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
    (2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
    (3) Cu: 0~4.5% 및 Ni: 0~4.5% 중 1종 이상
    (4) B: 0~0.005%
    (5) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
    (6) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
    (7) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
    (8) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
    (9) Co: 0~1.5%
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 Si 및 Al은 그 합량(Si+Al)이 1.0~6.0%인 가공특성이 우수한 고강도 강판.
  4. 삭제
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 중량%로, C: 0.25 초과 0.75% 이하, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉연압연된 강판을 제공하는 단계;
    상기 냉연압연된 강판을 Ac3 이상으로 가열(1차 가열)하여, 50초 이상 유지(1차 유지)하는 단계;
    평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 600~850℃의 온도범위까지 냉각(1차 냉각)하는 단계;
    평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 300~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 단계;
    평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 100~300℃의 온도범위까지 냉각(3차 냉각)하는 단계;
    평균 가열속도 5℃/s 이상으로, 350~550℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 10초 이상 유지(3차 유지)하는 단계;
    평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 250~450℃의 온도범위까지 냉각(4차 냉각)하고, 이 온도범위에서 10초 이상 유지(4차 유지)하는 단계; 및
    평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 상온까지 냉각(5차 냉각)하는 단계
    를 포함하는 가공특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 냉연강판은 하기 (1) 내지 (9) 중 어느 하나 이상을 더 포함하는 가공특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    (1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
    (2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
    (3) Cu: 0~4.5% 및 Ni: 0~4.5% 중 1종 이상
    (4) B: 0~0.005%
    (5) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
    (6) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
    (7) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
    (8) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
    (9) Co: 0~1.5%
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 냉연강판의 준비는 강 슬라브를 1000~1350℃로 가열하는 단계;
    800~1000℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연하는 단계;
    350~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및
    30% 이상의 압하율로 냉간압연 하는 단계
    를 포함하는 가공특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 1차 냉각 속도(Vc1)와 2차 냉각 속도(Vc2)는 Vc1 < Vc2의 관계를 만족하는 가공특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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