KR102468051B1

KR102468051B1 - 연성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102468051B1
Application number: KR1020200138312A
Authority: KR
Inventors: 류주현; 안연상; 최강현; 최을용
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-10-23
Filing date: 2020-10-23
Publication date: 2022-11-18
Also published as: US20230357881A1; KR20220053941A; JP2023547102A; WO2022086050A1; CN116507753A; EP4234750A1

Abstract

본 발명은 자동차 소재로서 적합한 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성이 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다.

Description

연성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 {ULTRA HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

최근, 자동차 산업에서 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제 등에 의한 연비 향상 또는 내구성 향상을 위하여, 고강도 강판의 사용이 요구되고 있다.

그런데, 강판의 강도를 높이는 경우, 상대적으로 연성이 저하되는 문제가 발견되었으며, 이에 강도와 연성 간의 관계를 개선하기 위한 많은 연구가 이루어져 왔다. 그 결과, 저온조직인 마르텐사이트, 베이나이트와 더불어 잔류 오스테나이트 상을 활용하는 변태조직강이 개발되어 적용되고 있는 실정이다.

변태조직강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트 상을 형성시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase, DP)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용한 TRIP(Tranformation Induced Plasticity) 강, 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강으로 구별되며, 이들 각각의 강은 모상과 제2상의 종류 및 분율에 따라 기계적 성질 즉, 인장강도와 연신율의 수준이 달라지게 된다.

특히, 잔류 오스테나이트 상을 다량 함유하는 TRIP강은 인장강도와 연신율의 밸런스(TS×El) 값이 가장 높다.

한 가지 예로서, 특허문헌 1에는 페라이트 및 마르텐사이트 외에 잔류 오스테나이트 상을 10% 정도 포함하여 인장강도와 연신율의 곱이 21000MPa% 이상이며, 780MPa급 이상의 인장강도를 확보할 수 있는 강을 개시하고 있다. 하지만, 해당 강은 탄소(C)의 함량이 대략 0.2%, 실리콘(Si)의 함량이 대략 1.5% 이상으로 다량 첨가되는 바, 점용접성 및 용융아연도금성이 열위할 우려가 있다. 또한, 높은 물성의 구현을 위해 2회에 걸쳐 소둔을 행하는 바, 강판의 제조원가가 상승하는 문제가 있다.

한편, 특허문헌 2에서는 양호한 도금성과 점용접성을 확보하기 위해 Si의 함량을 1% 수준으로 낮추고, 미세조직으로 잔류 오스테나이트 상을 포함하지 않고서도 마르텐사이트, 베이나이트 및 페라이트로 구성되어 980MPa 이상의 인장강도 및 15% 이상의 연신율의 확보가 가능한 기술을 개시하고 있다. 하지만, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확대되면서, 차체의 내충격성 향상을 위하여 멤버(member), 시트레일(seat rail), 필러(pillar) 등의 구조 부재 등에 항복강도가 우수한 고강도 강이 채용되고 있는 실정이나, 해당 강은 항복강도가 700MPa 이하로서 적용 대상에 한계가 있다.

한국 공개특허공보 제2015-0130612호 한국 공개특허공보 제2013-0106142호

본 발명의 일 측면은, 자동차의 구조부재 등에도 적합한 강판으로서, 인장강도뿐만 아니라 항복강도도 우수하며, 연성이 향상된 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 알루미늄(Al): 1.0% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.

[관계식 1]

1110[C] + 41.5[Si] + 575[Mn] - 1092[Al] - 3590[Nb] - 5181[Ti] + 258[Cr] + 664[Mo] ≥ 1380

[관계식 2]

2853[C] + 95[Si] + 309[Mn] - 153[Al] + 4661[Nb] - 780[Ti] + 210[Cr] + 457[Mo] ≥ 1300

[관계식 3]

-29[C] + 0.6[Si] - 7.3[Mn] + 7.8[Al] - 145.2[Nb] + 62.6[Ti] - 3.3[Cr] - 2.2[Mo] ≥ -24

(관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1 내지 3을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 총 압하율 20~70%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 800~900℃의 온도범위에서 소둔 처리하는 단계; 상기 연속소둔처리된 냉연강판을 250~400℃의 온도범위로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 재가열 및 유지하는 단계를 포함하며,

상기 재가열 및 유지하는 단계는 상기 냉각된 온도+50℃ 이상 ~ 냉각된 온도+200℃ 이하의 온도범위에서 0.1~60분간 행하는 것인 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 인장강도와 더불어 항복강도가 우수하고, 연성이 향상된 강판을 제공할 수 있으며, 이러한 본 발명의 강판은 냉간 성형용 강판에 요구되는 성형성 및 충돌 안정성이 보증되는 장점이 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 미세조직을 SEM으로 측정한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교강의 미세조직을 SEM으로 측정한 사진을 나타낸 것이다.

본 발명의 발명자들은 자동차 소재로서 인장강도 및 연성과 더불어 항복강도가 우수하여 성형성 및 충돌 안정성이 보증됨에 의해, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 구조 부재 등에도 적용 가능한 강판을 제공하고자 깊이 연구하였다.

그 결과, 합금 성분계 및 제조조건을 최적화함에 의해 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가지는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특히, 본 발명은 합금성분 중 특정 원소들의 함량 관계를 제어하고, 일련의 공정을 거쳐 제조되는 강판의 공정조건을 최적화함에 의해, 연질상(soft phase)과 경질상(hard phase)을 적절히 분산시킨 복합조직을 가지는 강판을 제공하는 특징이 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 연성이 우수한 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 알루미늄(Al): 1.0% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하를 포함할 수 있다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.

탄소(C): 0.1~0.2%

탄소(C)는 강판의 강도를 강화하는 데에 크게 기여하는 원소로서, 상기 C는 강판의 결정립에 석출되어 고용강화를 유도하고, 강 내 마르텐사이트의 형성을 촉진하여 강을 강화시킨다. 또한, 상기 C는 오스테나이트 안정화 원소로서, 잔류 오스테나이트 형성에 중요한 역할을 한다. 구체적으로, 오스테나이트에 고용되는 탄소(C)의 양이 증가할수록 오스테나이트 안정도가 높아져, 강 내 오스테나이트의 분율이 높아지게 된다. 이는, 상기 오스테나이트의 변태로 인해 형성되는 마르텐사이트의 분율 상승을 유도하여, 강판의 강도가 향상되는 효과를 얻을 수 있으며, 일부 오스테나이트는 상온에서 잔류되어 잔류 오스테나이트로 남게 된다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 C를 첨가할 수 있으나, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 마르텐사이트 상의 분율이 과도하게 증가하여 상대적으로 연신율과 충격 흡수 에너지가 우수한 페라이트 상의 분율이 감소된다. 이로 인해, 강판의 연성이 감소하고, 취성 발생 가능성이 높아지는 원인이 된다.

따라서, 상기 C는 0.1~0.2%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.12% 이상, 0.18% 이하로 포함할 수 있다.

실리콘(Si): 0.1~1.0%

실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 유도하여, 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소이다.

상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Si을 포함하는 것이 유리하나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 강 표면에 Si 산화물을 형성함으로써 용융도금 및 화성처리(chemical conversion coating) 효과를 저해할 우려가 있다.

따라서, 상기 Si은 0.1~1.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.2% 이상, 보다 더 유리하게는 0.4% 이상으로 포함할 수 있다. 한편, 상기 Si은 보다 유리하게 0.9% 이하로 포함할 수 있다.

망간(Mn): 2.0~3.0%

망간(Mn)은 상기 C와 유사하게 오스테나이트 안정화 원소로 작용할 수 있다. 구체적으로, 상기 Mn은 복합조직강에서 마르텐사이트가 형성되는 임계 냉각속도를 감소시켜 강 내에서 마르텐사이트의 분율을 높이는 데에 기여할 수 있다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 2.0% 이상으로 Mn을 함유하는 것이 유리하나, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 강판의 용접성이 감소하며, 열간압연성이 저하될 우려가 있다. 또한, Mn-Band라 불리는 줄무늬 띠를 형성하여 성형성을 저해하고, 가공크랙의 발생 위험을 증가시키는 문제가 있다.

따라서, 상기 Mn은 2.0~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.2% 이상, 2.8% 이하로 포함할 수 있다.

알루미늄(Al): 1.0% 이하

알루미늄(Al)은 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이며, 상기 Si과 유사하게 페라이트 안정화 원소이다. 상기 Al은 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는 데에 유효하며, 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 강판의 연성을 향상시키는 데에 유용한 원소이다.

이러한 Al의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 제강 연주 조업시 연속 주조성이 저하되며, 개재물이 과다하게 형성되어 소둔재의 재질 불량이 발생할 가능성이 높아진다.

따라서, 상기 Al은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게, 상기 Al은 0.01% 이상으로 포함할 수 있다.

본 발명에서 Al은 가용 알루미늄(Sol.Al)을 의미한다.

크롬(Cr): 1.0% 이하

크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소로서, 마르텐사이트 형성에 중요한 역할을 한다. 또한, 강도 상승 대비 연신율의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다.

이러한 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 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 Cr은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 상기 Cr을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없음을 밝혀둔다.

몰리브덴(Mo): 0.5% 이하

몰리브덴(Mo)은 강 내에 탄화물을 형성하는 원소로서, 강 중 Ti, Nb 등과 결합하여 강 내에 미세한 탄화물을 형성함으로써 항복강도 및 인장강도 향상에 기여할 수 있다. 이러한 Mo의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강의 연신율이 감소하고, 제조 원가를 상승시키는 문제가 있다.

따라서, 상기 Mo은 0.5% 이하로 포함할 수 있으며, 상기 Mo을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없음을 밝혀둔다.

티타늄(Ti): 0.1% 이하

티타늄(Ti)은 상기 Mo와 마찬가지로 강 내에 미세한 탄화물을 형성하여, 강의 항복강도 및 인장강도 확보에 기여할 수 있다. 또한, Ti은 질화물을 형성함으로써 강 내에 함유된 N를 TiN으로 석출시켜 상기 N가 Al과 결합하여 AlN로 석출되는 것을 억제할 수 있으며, 이는 연주 공정에서 크랙이 발생할 위험을 저감하는 효과가 있다.

이러한 Ti의 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 Ti은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 상기 Ti을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없음을 밝혀둔다.

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 Nb의 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 Nb은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 상기 Nb을 의도적으로 첨가하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 무리가 없음을 밝혀둔다.

안티몬(Sb): 0.1% 이하

안티몬(Sb)은 결정립계에 분포하여 강 내의 Mn, Si, Al 등의 산화성 원소들의 결정립계를 통한 확산을 지연시킴으로써 산화물의 표면 농화를 억제하고, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 유리한 효과가 있다.

이러한 Sb의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 가공성이 열위해질 뿐만 아니라, 제조 원가가 상승하는 문제가 있다.

따라서, 상기 Sb은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게, 상기 Sb은 0.01% 이상으로 포함할 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 있다. 이에, 상기 P은 가능한 한 0%에 가깝도록 그 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, 강 제조 공정 상 필연적으로 함유되며, 이러한 P의 함량을 줄이기 위한 공정이 까다롭고 추가 공정으로 인한 생산비용이 증가되므로 그 상한을 관리하는 것이 유효하다.

이에, 상기 P은 0.05% 이하로 제한할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.03% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있음을 밝혀둔다.

황(S): 0.02% 이하

황(S)은 상술한 P와 함께 강 내에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 문제가 있다. 이에, 상기 S 역시 가능한 한 0%에 가깝도록 그 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, S 함량을 줄이기 위한 공정에 소모되는 비용 및 시간을 고려하면 그 상한을 관리하는 것이 유효하다.

이에, 상기 S은 0.02% 이하로 제한할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있음을 밝혀둔다.

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 N는 0.02% 이하로 제한할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 유입되는 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 강 내 특정 원소들간의 함량 관계가 하기 관계식 1 내지 3을 모두 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

[관계식 2]

[관계식 3]

(관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다)

상기 관계식 1과 2는 강판을 구성하는 미세조직 상(phase) 분율의 제어 및 고용강화 효과의 향상에 의한 강판의 항복강도 및 인장강도를 강화하는 데에 기여하는 정도를 수치화하여 도출한 성분 관계식이다.

상기 관계식 1 및 2에서 상기 C는 상기 Si 및 Mn에 비해 상대적으로 계수가 크며, 이는 상기 C가 강판 결정립에 고용되어 강도 향상에 크게 기여함에 기인한다. 반면, 상기 Si은 상기 C에 비해 상대적으로 계수가 작으며, 이는 상기 C 보다 고용강화에 기여하는 효과가 작음에 기인한다. 더하여, 상기 Al은 음의 계수값을 가지는데, 이는 고용강화에 기여하기는 하나, 소둔 중에 이상역(dual phase region) 페라이트를 잔류시키거나, 이후 냉각 중에 페라이트 변태를 촉진하여 강도의 감소를 초래하는 효과가 더 큼에 기인한다. 한편, 상기 Cr 및 Mo은 대표적인 경화능 원소로서 소둔 이후 냉각 중에 페라이트 변태를 억제하므로 강도를 향상시키는 효과가 있어, 양의 값으로 나타낸다.

한편, Ti과 Nb은 미세 탄화물을 형성하여 강도의 향상에 기여하는 원소이므로, 성분 원소에 따른 강도 관계식에서 양의 계수값을 가질 수 있다. 그런데, 미세 탄화물을 형성되는 동시에 고용 탄소의 양이 감소하게 되어 탄소의 고용강화 효과는 감소하게 된다. 이에, Ti 및 Nb은 그 첨가에 의해 석출 강화 효과가 지배적인 경우에는 양의 계수값을 가지게 되는 반면, 탄화물의 석출에 의한 탄소의 고용강화 효과가 지배적일 경우에는 음의 계수값으로 나타낼 수 있다.

상기 관계식 3은 특정 원소들에 의한 고용강화 효과 향상과 더불어 강판의 연신율을 향상시키는 데에 기여하는 정도를 수치화하여 도출한 성분 관계식이다.

일반적으로 강판의 강도가 증가하면 연신율이 감소하는 경향이 있음을 고려하여, 상기 관계식 3의 각 원소들의 계수는 상기 관계식 1 및 2와는 상반되는 경향이 있다.

구체적으로, 상기 C 및 Mn은 고용강화 효과로 강도 향상에 유리하지만, 이러한 강도 향상에 의해 연신율은 감소하는 경향이 있으므로, 음의 계수값을 가지게 된다. 반면, Al은 연신율 증가에 효과적이므로 양의 계수값을 가진다. 한편, Si의 경우 고용강화에 의한 강도 향상 효과와 동시에 잔류 오스테나이트 확보에도 기여하므로 관계식 3에서도 양의 계수값을 가진다.

본 발명에서 제안하는 상기 관계식 1 내지 3 중 어느 하나라도 만족하지 못하게 되면, 강판의 물성 특히, 인장강도, 항복강도, 연신율 중 어느 하나 이상이 열위하게 되는 문제가 있다. 이는, 후술하는 실시예로부터 입증됨을 밝혀둔다.

상술한 합금 성분계를 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 연질상과 경질상이 적절히 분산되어 포함하며, 특별히 면적분율 3~20%의 페라이트, 1~10%의 잔류 오스테나이트, 1~30%의 베이나이트, 30~70%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 프레시 마르텐사이트(fresh martensite)를 포함하는 특징이 있다.

상기 페라이트(Ferrite)는 체심입방구조(BCC)를 가지는 철(Fe)의 동소체로서, 마르텐사이트 및 베이나이트와 다르게 연질 조직이다. 이에, 상기 베이나이트 및 마르텐사이트 상에 비해 연신율이 높으며, 충격 흡수 에너지가 우수한 장점이 있다.

이러한 페라이트의 분율이 20%를 초과하게 되면 강판 내 연질 조직이 과도하게 형성되어 소성 변형을 촉진할 수 있으며, 이는 강판의 항복강도 저하를 유발하는 원인이 된다. 반면, 상기 페라이트의 분율이 3% 미만이면 강판의 연신율이 감소하고 성형성이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 상기 페라이트는 면적분율 3~20%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 5~15%로 포함할 수 있다.

상기 잔류 오스테나이트(Retained Austenite)는 강판의 제조 과정 중 일련의 열처리 과정(본 발명에서는 [소둔-냉각-재가열 및 유지] 공정에 해당됨)에서 마르텐사이트 또는 베이나이트로 변태되지 못하고 강 내에 잔류하는 오스테나이트 조직을 의미하며, 강판의 강도와 연신율 간의 밸런스를 조절하는 역할을 한다.

일반적으로, 강판의 강도가 증가하면 연신율이 감소하여 성형성이 저하되고, 강판의 연신율이 증가하면 강도가 감소하여 구조 부재로서 요구되는 물성의 확보가 어려우나, 상기 잔류 오스테나이트 상은 강판의 인장강도(TS)×연신율(El) 값을 높이므로 강도와 연신율의 밸런스 향상에 유용하다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 면적분율 1% 이상으로 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있으나, 그 분율이 10%를 초과하게 되면 액체금속취성의 민감도가 증가하여 점용접성이 열위해지는 문제가 있다.

따라서, 상기 잔류 오스테나이트는 면적분율 1~10%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 3~9%로 포함할 수 있다.

상기 베이나이트(Bainite)는 강 내에서 조직 간의 강도 차를 줄여 가공성을 향상시키는 데에 기여할 수 있다. 즉, 비교적 경도가 낮은 페라이트 및 잔류 오스테나이트 상과 상대적으로 경도가 높은 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트 사이의 경도 차이로 인해 강판에 균열, 결함 및 파괴가 발생되는 것을 방지하는 역할을 한다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 면적분율 1% 이상, 보다 유리하게는 5% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 분율이 30%를 초과하게 되면 프레시 마르텐사이트의 분율이 감소되어 목표 수준의 강도를 확보하는 데에 어려움이 있다.

따라서, 상기 베이나이트는 면적분율 1~30%로 포함할 수 있다.

상기 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)는 오스테나이트를 켄칭(quenching)하여 얻은 마르텐사이트 상을 대략 500℃ 정도의 온도에서 템퍼링(tempering) 처리하여 연화시킨 조직을 의미한다. 이러한 템퍼드 마르텐사이트 상은 앞서 언급한 조직들에 비해 강도가 높아 강판의 항복강도 및 인장강도 향상에 크게 기여한다. 또한, 켄칭하여 얻은 마르텐사이트 내에 탄소가 템퍼링 공정 중에 주변의 오스테나이트로 분배되어 오스테나이트의 열적 안정성을 높여 상온에서 잔류할 수 있도록 하므로, 강판의 연신율 향상을 도모하는 효과가 있다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 면적분율 30% 이상으로 상기 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 분율이 70%를 초과하게 되면 상대적으로 잔류 오스테나이트 상의 분율이 감소되는 문제가 있다.

따라서, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율 30~70%로 포함할 수 있다.

상기 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 상을 제외한 잔부 조직으로는 프레시 마르텐사이트(Fresh Martensite) 상을 포함할 수 있다.

상기 프레시 마르텐사이트 상은 상온으로 최종 냉각하는 과정에서 얻어지는 조직이며, 강도가 가장 높으므로 강판의 항복강도 및 인장강도 향상에 크게 기여한다. 이러한 프레시 마르텐사이트 상의 분율에 대해서는 특별히 한정하지는 아니하나, 한 가지 예로서 면적분율 3% 이상으로 포함할 수 있음을 밝혀둔다.

상기와 같이, 본 발명의 강판은 연질상과 경질상이 적절히 형성됨에 의해 인장강도, 항복강도 및 연신율이 우수한 특징이 있으며, 구체적으로 700MPa 이상의 항복강도, 980MPa 이상의 인장강도, 13% 이상의 연신율을 가질 수 있다.

한편, 본 발명의 강판은 냉연강판일 수 있으며, 상기 냉연강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 용융아연도금강판, 상기 용융아연도금강판을 합금화처리한 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.

특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 아연계 도금층은 아연을 주로 함유하는 아연도금층, 아연 이외에 알루미늄 및/또는 마그네슘을 함유하는 아연합금도금층일 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 연성이 우수한 초고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속소둔 - 냉각 - 재가열 및 유지]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이후 [용융아연도금 - 합금화 열처리]의 공정을 더 행할 수 있다.

각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.

[강 슬라브 가열]

먼저, 전술한 합금 성분계를 모두 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.

상기 가열 공정은 1050~1300℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 가열 온도가 1050℃ 미만이면 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 열간압연시 롤러에 부하되는 하중이 급격히 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 온도 상승을 위해 요구되는 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다.

따라서, 상기 가열 공정은 1050~1300℃의 온도범위에서 행할 수 있으며, 보다 유리하게는 1090~1250℃의 온도범위에서 행할 수 있다.

[열간압연]

상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.

상술한 온도범위에서 마무리 열간압연을 행함으로써 강판의 강성 및 성형성을 동시에 향상시키는 효과를 얻을 수 있다. 하지만 그 온도가 800℃ 미만이면 페라이트 영역에서 압연이 이루어짐에 의해 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 압연으로 인한 부하가 크게 증가하는 문제가 있다. 이는, 과도한 전위를 형성하여 후속하는 권취 또는 냉간압연 과정에서 강판 표면에 조대한 결정립의 형성을 유발하므로 강도 저하의 원인이 된다. 반면, 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 페라이트 결정립의 크기가 증가하여 역시 강도가 감소하는 문제가 있다. 아울러, 열연강판 표면에 스케일(scale)이 발생하여 표면 결함 및 압연롤의 수명 단축을 유발할 수 있다.

따라서, 상기 열간압연시 마무리 열간압연은 800~1000℃의 온도범위에서 행할 수 있으며, 보다 유리하게 850~950℃의 온도범위에서 행할 수 있다.

[권취]

상기에 따라 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 이때 400~700℃의 온도범위에서 행할 수 있다.

상기 권취 온도가 400℃ 미만이면 열연강판의 강도가 과도하게 높아져 후속하는 냉간압연시 압연 부하를 유발할 수 있다. 또한, 열간압연된 강판을 권취 온도까지 냉각하기 위한 비용과 시간이 과도하게 소요되어 공정 비용 상승의 원인이 된다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 열연강판 표면에 스케일이 과도하게 발생하여 표면 결함을 유발할 가능성이 높으며, 도금성이 약화되는 원인이 된다.

따라서, 상기 권취 공정은 400~700℃의 온도범위에서 행할 수 있으며, 보다 유리하게는 500~700℃의 온도범위에서 행할 수 있다.

[냉각]

상기 권취된 열연강판을 상온까지 냉각할 수 있다. 이때, 냉각 속도에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 공냉으로 행할 수 있다.

[냉간압연]

이후, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 20~70%의 냉간 압하율로 행할 수 있다.

상기 냉간압연시 냉간 압하율이 20% 미만이면 목표 두께의 강판을 얻는 데에 어려움이 있으며, 강판 형상을 교정하기 어려운 단점이 있다. 반면, 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 가져오는 문제가 있다. 뿐만 아니라, 강판 표면에 과도한 부하로 인해 후속 연속소둔시 조대한 페라이트가 형성될 우려가 있다.

따라서, 상기 냉간압연은 20~70%의 냉간 압하율로 행할 수 있으며, 보다 유리하게는 30~60%의 냉간 압하율로 행할 수 있다.

한편, 상기 냉간압연을 행하기에 앞서, 상기 열연강판에 대해 산세(pickling) 처리를 행할 수 있다. 상기 산세 처리는 상기 열연강판 표면에 형성된 스케일을 염산(HCl) 등을 이용하여 제거하는 공정이며, 통상의 조건에 의해 행해질 수 있으므로 그 조건에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.

[소둔]

상기에 따라 제조된 냉연강판을 소둔 처리할 수 있으며, 한 가지 예로서 연속 소둔 공정(Continuous Annealing Process)을 수행할 수 있으나, 이에 한정하는 것은 아니며, 공지된 소둔 방법 중 어느 것이라도 무방하다.

본 발명에서는 상기 소둔 공정을 통해 냉연강판에 형성되는 페라이트를 재결정화시키고, 강 내 페라이트 및 오스테나이트의 분율을 조절할 수 있다. 이때 형성된 각 상의 분율에 의해 최종 열처리(후술하는 재가열 공정을 일컬음) 이후 제조된 강판의 강도가 결정되며, 일반적으로 상기 오스테나이트의 분율이 높을수록 오스테나이트에서 변태되는 마르텐사이트 또는 베이나이트의 분율이 증가하여 강판의 강도가 향상되는 경향이 있다. 다만, 본 발명은 후술하는 일련의 열처리 조건에 의해 추가적으로 강도를 제어할 수 있다.

또한, 상기 소둔 공정을 통해 강 내의 탄소(C)를 분배할 수 있으며, 이로 인해 오스테나이트 내에 함유되는 탄소(C) 양을 증가시켜 상온에서도 최대 10면적%의 오스테나이트 상을 가질 수 있다.

상기 소둔 공정은 800~900℃의 온도범위에서 행할 수 있다.

상기 소둔시 온도가 800℃ 미만이면 소둔 공정을 통해 형성되는 오스테나이트의 분율이 감소하여 후술하는 열처리시 형성되는 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 프레시 마르텐사이트의 분율이 충분하지 못할 우려가 있다. 이는, 최종 강판의 항복강도와 인장강도가 감소되는 원인이 될 수 있다. 반면, 그 온도가 900℃를 초과하게 되면 강판 내 오스테나이트의 분율이 과도하게 높아져 후술하는 열처리 과정에서 일부 오스테나이트가 페라이트로 변태되는 문제가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 탄소 농화가 낮아져 기계적 안정성이 감소할 우려가 있으며, 이 경우 강판의 연신율 저하의 원인이 된다. 뿐만 아니라, 상기 소둔 과정에서 강 내 Fe가 산화되면서 발생하는 수분이 강 중 Si, Mn, Al과 반응하여 강판에 산화물 피막을 형성할 가능성이 높아진다. 상기 산화물 피막은 용융아연도금시 Zn의 젖음성을 저해하여 강판의 표면 품질이 나빠질 우려가 있다.

따라서, 상기 소둔 공정은 800~900℃의 온도범위에서 행할 수 있으며, 보다 유리하게는 820~870℃의 온도범위에서 행할 수 있다.

[냉각]

상기에 따라 소둔 공정을 완료한 냉연강판을 냉각할 수 있다.

본 발명은 상기 소둔 처리된 냉연강판에 대해 냉각을 행함으로써 켄칭 마르텐사이트(quenched martensite)를 형성할 수 있으며, 이를 위해 상기 냉각은 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms) 이하로 행하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 250~400℃의 온도범위까지 행할 수 있다.

상기 냉각시 그 온도가 낮을수록 켄칭 마르텐사이트의 분율이 높아져 강판의 강도 향상을 유도할 수 있다. 또한, 마르텐사이트 내에 과포화된 탄소가 후속하는 열처리 과정에서 주변의 오스테나이트로 분배되어 잔류 오스테나이트의 안정성을 높이며, 그 결과 연신율의 향상을 도모할 수 있다.

다만, 상기 냉각 온도가 250℃ 미만이면 켄칭 마르텐사이트의 분율이 과도하게 증가하여 오히려 잔류 오스테나이트의 분율이 감소하고, 강판의 형상이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 400℃를 초과하게 되면 켄칭 마르텐사이트가 충분히 형성되지 못하여 상술한 효과를 기대하기 어려워진다.

상술한 온도범위로 냉각시 2~50℃/s의 평균 냉각속도로 행할 수 있다. 상기 냉각시 속도가 2℃/s 미만이면 냉각 중에 페라이트가 추가로 변태되어 강도의 감소를 유발하며, 반면 그 속도가 50℃/s를 초과하여 급냉각하게 되면 강판의 위치별 냉각 편차의 발생으로 강판의 형상이 열위해지는 문제가 있다. 상술한 냉각속도로 냉각을 행함에 있어서, 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 한 가지 예로서, 상기 냉각은 최초 설정된 냉각속도 그대로 냉각종료온도까지 냉각하는 단일 냉각 방법일 수 있으며, 다른 예로서 일정 구간까지는 서냉을 행한 다음, 냉각종료온도까지 강냉을 행하는 단계적 냉각(step-by step cooling) 방법일 수 있으나, 이에 국한되는 것은 아님을 밝혀둔다.

한편, 상기 냉각된 온도에서 일정 시간 유지하는 공정을 거칠 수 있으며, 이 과정에서 등온 변태상이 추가로 도입되어 후속 공정에서 베이나이트의 변태를 촉진하는 효과를 얻을 수 있다. 이를 위해서 상기 유지 공정은 0.1~60분간 행할 수 있다.

[재가열 및 유지]

상기 냉각된 냉연강판, 나아가 냉각 및 유지된 냉연강판을 상기 냉각 온도 대비 50~200℃ 정도 높은 온도범위로 재가열한 후, 일정 시간 유지함으로써 템퍼링 처리할 수 있다.

상기 냉각된 냉연강판을 재가열 처리함에 의해 상기 냉각 과정에서 형성된 켄칭 마르텐사이트 상이 템퍼링되어 템퍼드 마르텐사이트로 변태되며, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 탄소가 전위에 고착되어 항복강도가 높은 장점이 있다. 또한, 상기 템퍼링 과정에서 켄칭 마르텐사이트 내에 과포화된 탄소(C)가 주변의 오스테나이트로 재분배되거나, 베이나이트 변태를 유도하여 잔류 오스테나이트의 안정성이 향상되어 연신율 향상 효과를 얻을 수 있다.

상기 전위의 고착 및 오스테나이트로의 탄소 분배는 템퍼링되는 온도가 높을수록 원활히 일어나므로, 상기 냉각 온도보다 50℃ 이상 높은 온도(냉각된 온도+50℃ 이상)에서 재가열할 필요가 있다. 다만, 그 온도가 과도하게 높으면 켄칭 마르텐사이트 내에 시멘타이트(cementite)가 생성되고, 조대화되어 강판의 강도가 저하되며, 오스테나이트로의 탄소 재분배 효과가 감소하여 연신율의 향상을 기대하기 어렵다. 이를 고려하여, 상기 재가열은 상기 냉각된 온도+200℃ 이하에서 행하도록 제한할 수 있다.

상술한 온도범위로 냉각된 냉연강판을 재가열한 후, 그 온도에서 0.1~60분간 유지함으로써 상술한 효과가 충분히 구현되도록 함이 바람직하다.

상기 유지시 그 시간이 과도하여 60분을 초과하게 되면 유지 온도에서 평형상인 페라이트와 시멘타이트가 형성되어 강판의 강도가 감소하는 문제가 있으며, 0.1분 미만에서는 의도하는 효과를 얻을 수 없다.

상기와 같이 냉각된 냉연강판을 재가열 및 유지하는 공정을 완료한 후에는 통상의 조건으로 상온까지 냉각할 수 있으며, 최종적으로 일정 분율의 연질상과 경질상이 적절히 분포된 조직을 가지는 강판을 얻을 수 있다.

구체적으로, 면적분율 3~20%의 페라이트, 1~10%의 잔류 오스테나이트, 1~30%의 베이나이트, 30~70%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 프레시 마르텐사이트(fresh martensite)로 구성되는 미세조직을 가지는 강판을 얻을 수 있으며, 이러한 본 발명의 강판은 항복강도 및 인장강도가 우수하고, 연성이 향상된 효과를 가질 수 있다.

상기 상온까지 냉각하는 공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 한 가지 예로서 공냉으로 행할 수 있다. 다만, 수냉, 유냉, 로냉 등의 공지된 냉각 방법으로 대체 가능함은 자명하다 할 것이다.

한편, 상기에 따른 일련의 열처리 공정을 완료한 냉연강판에 대해 후술하는 바와 같이 도금 처리함으로써 적어도 일면에 도금층을 가지는 도금강판을 제조할 수 있다.

[용융아연도금]

상술한 일련의 공정을 거쳐 제조된 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일 예로 430~490℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.

[합금화 열처리]

필요에 따라, 상기 용융아연도금강판에 대해 합금화 열처리함으로써 합금화 용융아연도금강판을 얻을 수 있다.

본 발명에서는 상기 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 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 1의 합금조성을 가지는 슬라브 30kg을 1200℃의 온도에서 1시간 동안 가열한 후, 가열된 슬라브를 900℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각 열연강판을 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉하는 열연 권취를 모사하였다. 이후, 상온까지 냉각(공냉)한 후 45%의 냉간 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다.

상기에 따라 제조된 각가의 냉연강판에 대해 하기 표 2에 나타낸 온도 T1(℃)에서 1분 동안 연속 소둔 처리한 후, 온도 T2(℃)로 냉각한 다음 10초 유지한 후, 온도 T3(℃)로 재가열하여 1분 동안 유지한 다음, 상온으로 냉각(공냉)하여 최종 강판을 제조하였다.

상술한 공정을 모두 거쳐 제조된 각각의 강판에 대해 기계적 물성과 내부 조직을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

상기 기계적 물성으로는 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였으며, ASTM 인장시험편을 이용하여 만능 인장시험기를 통해 측정하였다.

상기 내부 조직은 시편을 연마한 후 나이탈(nital) 에칭한 다음, 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 각 상의 면적을 산출하였다.

강종	합금조성 (중량%)												관계식 1	관계식 2	관계식 3
강종	C	Si	Mn	Sol.Al	Nb	Ti	Cr	Mo	Sb	P	S	N	관계식 1	관계식 2	관계식 3
강 1	0.14	0.6	2.5	0.035	0.02	0.04	0.2	0.2	0.03	0.010	0.005	0.002	1485	1419	-23.2
강 2	0.14	0.6	2.4	0.035	0.02	0.04	0.4	0.2	0.03	0.008	0.005	0.003	1479	1430	-23.1
강 3	0.14	0.6	2.4	0.039	0.02	0.04	0.2	0.2	0.03	0.009	0.006	0.004	1423	1387	-22.4
강 4	0.14	0.6	2.5	0.038	0.02	0.04	0	0.21	0.03	0.011	0.009	0.002	1437	1381	-22.5
강 5	0.14	0.5	2.4	0.30	0	0	0.6	0.2	0.03	0.011	0.004	0.003	1516	1360	-21.4
강 6	0.14	0.5	2.4	0.40	0	0	0.7	0.2	0.03	0.012	0.009	0.003	1433	1366	-20.9
강 7	0.14	0.6	2.4	0.40	0	0	0.7	0.2	0.03	0.009	0.007	0.002	1437	1375	-20.9
강 8	0.16	0.6	2.3	0.40	0	0	0.7	0.2	0.03	0.012	0.004	0.004	1402	1401	-20.7
강 9	0.10	0.5	2.4	0.50	0	0	1.0	0.1	0.03	0.009	0.006	0.004	1290	1254	-19.7
강 10	0.14	0.5	2.4	0.30	0.02	0.04	0.6	0.2	0.03	0.009	0.006	0.004	1237	1422	-21.8
강 11	0.18	0.8	2.3	0.025	0.02	0.015	0.5	0.2	0.03	0.008	0.006	0.005	1640	1574	-25.4

강종	소둔 온도 T1 (℃)	냉각 온도 T2 (℃)	재가열 온도 T2 (℃)	구분
강 1	850	300	450	발명예 1
강 2	830	320	460	발명예 2
강 3	870	300	430	발명예 3
강 4	830	280	460	발명예 4
강 4	850	320	470	발명예 5
강 5	850	300	440	발명예 6
강 6	840	310	460	발명예 7
강 6	860	300	460	발명예 8
강 7	860	300	460	발명예 9
강 8	850	300	460	발명예 10
강 8	880	320	460	발명예 11
강 9	850	300	460	비교예 1
강 10	850	300	460	비교예 2
강 5	780	300	460	비교예 3
강 6	850	500	550	비교예 4
강 6	850	300	300	비교예 5
강 7	780	300	460	비교예 6
강 11	850	300	460	비교예 7

(표 2에서 강 9, 10 및 11은 합금 성분계가 본 발명을 벗어남에 의해 비교예로서 분류한 것이다.)

구분	기계적 물성			미세조직 (면적%)
구분	YS(MPa)	TS(MPa)	El(%)	F	R-A	T-M	B	F-M
발명예 1	817	1064	13.4	19	5	54	17	5
발명예 2	788	1052	13.9	15	6	61	8	10
발명예 3	713	1045	13.2	11	4	49	16	20
발명예 4	709	1016	13.5	15	7	65	10	3
발명예 5	740	1032	13.2	10	7	55	17	11
발명예 6	862	1051	13.2	9	8	61	12	10
발명예 7	780	1026	15.0	11	6	57	20	6
발명예 8	776	1024	13.2	12	5	61	15	7
발명예 9	800	1044	14.5	8	6	49	17	20
발명예 10	736	1060	14.8	11	8	56	11	14
발명예 11	789	1071	14.8	9	9	41	16	25
비교예 1	520	886	15.7	31	1	22	11	35
비교예 2	606	1106	12.6	25	3	23	15	34
비교예 3	650	865	17.2	23	2	10	10	55
비교예 4	900	1100	8.5	10	0	0	20	70
비교예 5	801	1040	11.2	10	0	20	0	70
비교예 6	670	875	16.5	22	1	11	14	52
비교예 7	910	1207	9.5	7	0	75	8	10

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금 성분계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 11은 의도하는 조직 구성이 형성됨에 의해 목표로 하는 물성이 확보되었다.

반면, 본 발명에서 제안하는 성분관계식 중 관계식 1 및 2를 만족하지 못하는 비교예 1 및 2는 항복강도 및 인장강도 중 하나 이상의 물성이 목표 수준으로 확보되지 못함을 알 수 있다. 또한, 성분관계식 중 관계식 3을 만족하지 못하는 비교예 7은 연신율이 크게 열위한 것을 확인할 수 있다.

이로부터, 본 발명에서 특징으로 하는 관계식 1은 강판의 미세조직의 분율과 고용강화 효과에 의한 항복강도 강화에 기여하며, 관계식 2는 강판의 인장강도 향상에 기여하고, 관계식 3은 강판의 연성 향상에 기여함이 증명된 것이다.

다시 말해서, 본 발명의 관계식 1 및 2를 만족하지 못할 경우 강판의 강도가 열위하며, 관계식 3을 만족하지 못할 경우 강판의 연성이 열위함을 의미한다.

한편, 본 발명에서 제안하는 합금 성분계는 만족하는 반면, 열처리 조건이 본 발명을 벗어나는 비교예 3 내지 6은 의도하는 대로 연질상과 경질상이 적절히 형성되지 못하였으며, 그 결과 모든 예에서 강도 및 연성을 양립하여 우수하게 확보할 수 없었다.

도 1은 발명예 1의 조직 사진을 나타낸 것으로서, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트가 목표로 하는 분율 범위 내로 형성되었으며, 그 외 잔부 조직으로 프레시 마르텐사이트 상이 형성된 것을 확인할 수 있다.

도 2는 비교예 6의 조직 사진을 나타낸 것으로서, 템퍼드 마르텐사이트 상이 목표로 하는 분율로 형성되지 못하고, 잔류 오스테나이트 상을 충분히 확보하지 못하였으며, 프레시 마르텐사이트 상의 분율이 상대적으로 높게 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 알루미늄(Al): 1.0% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 강판.

[관계식 1]
1110[C] + 41.5[Si] + 575[Mn] - 1092[Al] - 3590[Nb] - 5181[Ti] + 258[Cr] + 664[Mo] ≥ 1380
[관계식 2]
2853[C] + 95[Si] + 309[Mn] - 153[Al] + 4661[Nb] - 780[Ti] + 210[Cr] + 457[Mo] ≥ 1300
[관계식 3]
-29[C] + 0.6[Si] - 7.3[Mn] + 7.8[Al] - 145.2[Nb] + 62.6[Ti] - 3.3[Cr] - 2.2[Mo] ≥ -24
(관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
제 1항에 있어서,
상기 강판은 미세조직으로 면적분율 3~20%의 페라이트, 1~10%의 잔류 오스테나이트, 1~30%의 베이나이트, 30~70%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 프레시 마르텐사이트(fresh martensite)를 포함하는 연성이 우수한 초고강도 강판.
제 2항에 있어서,
상기 강판은 프레시 마르텐사이트 상을 면적분율 3% 이상으로 포함하는 연성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 항복강도 700MPa 이상, 인장강도 980MPa 이상, 연신율 13% 이상인 연성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 어느 하나인 연성이 우수한 초고강도 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.1~1.0%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 알루미늄(Al): 1.0% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 안티몬(Sb): 0.1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 총 압하율 20~70%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 800~900℃의 온도범위에서 소둔 처리하는 단계;
상기 소둔 처리된 냉연강판을 250~400℃의 온도범위로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 냉연강판을 재가열 및 유지하는 단계를 포함하며,
상기 재가열 및 유지하는 단계는 상기 냉각된 온도+50℃ 이상 ~ 냉각된 온도+200℃ 이하의 온도범위에서 0.1~60분간 행하는 것인 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.

[관계식 1]
1110[C] + 41.5[Si] + 575[Mn] - 1092[Al] - 3590[Nb] - 5181[Ti] + 258[Cr] + 664[Mo] ≥ 1380
[관계식 2]
2853[C] + 95[Si] + 309[Mn] - 153[Al] + 4661[Nb] - 780[Ti] + 210[Cr] + 457[Mo] ≥ 1300
[관계식 3]
-29[C] + 0.6[Si] - 7.3[Mn] + 7.8[Al] - 145.2[Nb] + 62.6[Ti] - 3.3[Cr] - 2.2[Mo] ≥ -24
(관계식 1 내지 3에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
제 6항에 있어서,
상기 냉연강판의 냉각은 2~50℃/s의 냉각속도로 행하는 것인 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 냉각된 냉연강판을 재가열하기 전 냉각된 온도범위에서 0.1~60분간 유지하는 단계를 더 포함하는 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 재가열 및 유지 후 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 9항에 있어서,
상기 용융아연도금 후 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.