KR20120063198A

KR20120063198A - 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20120063198A
Application number: KR1020100124275A
Authority: KR
Inventors: 김성우; 서석종; 김기수; 조원태
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-12-07
Filing date: 2010-12-07
Publication date: 2012-06-15
Also published as: KR101228753B1

Abstract

본 발명은 자동차 강판 등에 사용될 수 있는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성분계 및 제조조건을 제어함으로써 형상 품질을 향상시킨 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하며, 인장강도가 1GPa이상인 동시에, 에지(edge)부의 파고가 3mm이하인 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 1GPa이상의 초고강도를 가지면서도 형상 품질이 향상된 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Description

형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SHAPE PROPERTY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차 강판 등에 사용될 수 있는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성분계 및 제조조건을 제어함으로써 형상 품질을 향상시킨 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 강판은 지구 환경보전을 위한 연비규제와 탑승자의 충돌 안정성 확보를 위하여 초고강도 강재의 채용을 늘려가고 있다. 이러한 고강도강을 제조하기 위해서는 일반적인 고용강화를 활용한 강재나 석출강화를 이용한 강재만으로 충분한 강도와 연성을 확보하기가 용이하지 않다.

그래서 개발된 것이 변태조직을 활용하는 변태강화강이다. 이러한 변태강화강에는 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 DP강이라고도 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 CP강이라고도 함), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 TRIP강이라도 함) 등이 있다. CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb 등의 석출경화원소를 포함하는 강종이다.

DP강은 연질의 페라이트내에 경질의 마르텐사이트를 미세 균질하게 분산시켜 고강도와 연성을 확보하는 강종이다. 상기 DP강에 관한 대표적인 기술로는, 일본 공개특허공보 제2003-413431호와 제2005-286118호가 있는데, 상기 특허에는 성분과 제조조건을 제어하여 인장강도가 980MPa이상인 DP강을 제조하는 방법이 제시되어 있고, 다른 기술로는 일본 공개특허공보 제2003-056900호가 있는데, 상기 기술에는 소부경화특성이 우수한 인장강도 980MPa이상의 냉연강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 또 다른 기술인 일본 공개특허공보 제2008-261188호에는 급냉 후 열처리를 행함으로써 인장강도가 1470MPa이상인 냉연강판을 제조하는 방법이 제시되어 있다.

TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공함으로써 마르텐사이트 변태를 일으켜 강도와 연성을 확보하는 강종이며, 상기 TRIP강에 관한 대표적인 기술로는 일본 공개특허공보 제2008-068058호 및 제2007-235092호가 있다. 상기 기술들은 잔류 오스테나이트를 함유하는 인장강도 1180MPa의 TRIP 냉연강판 및 도금강판에 관한 것이다.

그러나, 앞서 언급한 기존의 기술들은 대부분 DP강과 TRIP강에 대한 제조방법으로, 특히 기술이 달성하고자 하는 주요 특징이, 높은 인장강도와 더불어 연신율이나 성형성에 있다. 하지만 인장강도가 1GPa이상인 초고강도강의 경우, 대부분 변태조직을 활용하여 제조를 하기 때문에, 냉각 중 상변태에 따른 체적변화에 의해 발생하는 잔류응력과 냉각에 의해 발생하는 열변형에 따른 잔류응력 등으로 인해 강판의 형상이 상당히 나빠지게 된다.

따라서, 초고강도 냉연 박강판의 경우에는 실제 목표 물성을 얻을 수 있는 강판의 제조는 가능할 수 있으나, 상업적으로 사용이 가능한 수준의 양호한 형상을 갖는 강판을 제조하는 것이 쉽지 않다. 일반적으로 강도가 낮은 냉연강판의 경우에는 비록 판형상이 불량하여도 냉연강판의 제조공정 중 최종적으로 실시하는 조질압연을 통하여 형상 불량을 완화시킬 수 있으나, 인장강도가 1GPa이상인 초고강도강에서는 통상적으로 사용되는 조질압연을 통해 형상을 제어하는 것이 사실상 불가능하다. 따라서, 냉연강판의 소둔 후 형상을 양호하게 제조하는 것이 중요하나, 종래의 기술에는 이러한 기술에 대한 검토가 충분하지 않다.

본 발명의 일측면은 강 성분과 냉각량의 제어를 통해 우수한 형상 품질을 갖는 초고강도 냉연 박강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하며, 인장강도가 1GPa이상인 동시에, 에지(edge)부의 파고가 3mm이하인 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공한다.

상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 것이 바람직하며, 상기 냉연강판의 미세조직은 면적분율로 10~40%의 마르텐사이트, 40~70%의 베이나이트 및 잔부 페라이트로 이루어지는 것이 바람직하다.

본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하는 강재를 열간압연 및 냉간압연하는 압연단계; 상기 압연된 강재를 770~850℃에서 소둔하는 소둔단계; 상기 소둔된 강재를 서냉하는 서냉단계; 상기 서냉된 강재를 43.5C+0.7Mn+6.7Cr+0.188△T ≤ 60(단, 상기 △T는 서냉구간온도와 급냉구간온도의 온도차임.)의 조건을 만족하도록 급냉하는 급냉단계; 및 상기 급냉된 강재를 10~50℃/분의 속도로 냉각하는 냉각단계를 포함하는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 것이 바람직하며, 상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%이며, 잔부가 질소인 조건에서 행해지는 것이 바람직하다. 또한, 상기 급냉단계는 100~600℃/분의 냉각속도로 행해지는 것이 바람직하다.

본 발명의 일측면에 따르면, 1GPa이상의 초고강도를 가지면서도 형상 품질이 향상된 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1은 파고의 개념을 도식적으로 나타낸 개략도이다.
도 2는 발명예 및 비교예에 대하여 상기 관계식과 파고의 상관관계를 나타낸 그래프이다.

일반적으로 초고강도 냉연강판을 생산하기 위해서는 대부분 변태조직을 활용하게 되며, 특히 냉간압연 및 소둔공정 후 냉각조건의 제어를 통해 저온 변태 조직 분율을 일정량 이상 생성시킴으로써 강도를 확보하게 된다. 하지만, 이러한 냉각 과정 특히, 급냉과정에서 발생하는 열응력과 마르텐사이트 변태시 발생하는 부피변화에 의해 형상 뒤틀림 등이 발생하게 되며, 이에 따른 잔류 응력에 의해 초고강도 냉연강판은 대부분 판형상이 불량하다. 특히, 냉각이 심하게 일어나는 에지(edge)부에서 발생하는 웨이브(wave)성의 형상 불균일이 발생하기 쉬우며, 이러한 웨이브(wave)성의 형상 불량은 냉연코일 상태보다 가공을 위해 절단을 하였을 때, 폭 방향으로 반곡이 3배 이상 크게 발생할 수 있다. 또한, 소둔 후 실시하는 조질압연만을 통해 상기 문제점을 해결하는 것이 불가능하기 때문에, 본 발명자들은 성분과 냉각조건을 제어하여 잔류응력을 최소화시킴으로써 형상 품질이 우수한 냉연강판을 제조하기 하기 위한 연구를 행하였고, 그 결과를 토대로 본 발명을 완성하게 되었다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

C(탄소) : 0.1~0.3중량%

C는 변태조직강에서 강도확보를 위한 중요한 원소이다. 상기 C의 함량은 0.1~0.3%가 바람직하며, 0.1%미만의 탄소함량에서는 인장강도 1GPa이상을 확보할 수 없고, 0.3%를 초과하면 연성과 굽힘가공성 및 용접성이 감소하여 프레스 성형 및 롤 포밍성이 나빠지는 단점이 있다.

Si(실리콘) : 0.1~1.5중량%

Si는 강재의 강도 및 연신율을 향상시키는 원소이며, 함량은 0.1~1.5%가 바람직하다. Si함량이 0.1미만인 경우에는 상기 효과를 얻기 어려우며, 1.5%를 초과하면 표면품질과 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐 아니라, 도금강판의 미도금을 유발하는 산화물을 표면에 형성시켜 미도금과 도금박리와 같은 표면결함을 유발한다.

Mn(망간) : 2.0~3.0중량%

Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소로써, 함량은 2.0~3.0%가 바람직하다. Mn함량이 2.0%미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도확보가 어렵고, 3.0%를 초과하게 되면 용접성과 냉간압연 부하증가 등의 문제가 발생될 가능성이 높을 뿐 아니라, 조대한 소둔농화물 형성으로 도금강판의 표면결함을 유발하기도 한다.

P(인) : 0.001~0.10중량%

P는 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. P 함량이 0.001%미만인 경우에는 상기 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있기 때문에 상기 P의 함량은 0.001~0.10%의 범위인 것이 바람직하다.

S(황) : 0.010%이하

S는 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 상기 S의 함량이 0.01%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 S의 함량은 0.01%이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Al(알루미늄) : 0.01~0.1중량%

Al은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si와 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 상기 Al의 함량이 0.01%미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 슬라브 표면 품질을 저하시키고, 제조비용이 증가하므로 Al의 함량은 0.01~0.1%가 바람직하다.

Cr(크롬) : 0.3~1.0%

Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 페라이트 변태 지연을 통하여 베이나이트 형성을 유도하는 원소로서, 그 함량은 0.3~1.0%가 바람직하다. Cr의 함량이 0.3%미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어려우며, 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화되고, 냉간압연 부하가 증가될 뿐만 아니라 제조원가가 크게 증가하게 된다.

B(보론) : 0.0010~0.0030중량%

B는 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로서, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트 형성을 촉진하는 원소로서 그 함량은 0.001~0.003%가 바람직하다. B의 함량이 0.001%미만인 경우에는 상기의 효과를 얻기가 어렵고, 0.003%를 초과하면 B의 입계편석으로 인해 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라, 과도한 표면 농화물의 형성으로 도금결함을 유발할 수 있다.

Ti(티타늄) : 0.01~0.1중량%

Ti는 강판의 강도 상승 및 강중에 존재하는 N의 스케빈징을 위하여 첨가되는 원소로서, Ti의 함량이 0.01%미만인 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 0.1%를 초과하는 경우에는 연속주조공정 중 노즐막힘등의 공정결함을 유발할 수 있다.

N(질소) : 0.001~0.01중량%

N은 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 고용강화 원소이며, 일반적으로 대기로부터 혼입되는 원소이다. 그 함량은 제강 공정의 탈가스 공정으로 제어되어야 한다. 상기 N의 함량이 0.001%미만인 경우에는 과도한 탈가스 처리를 요하게 되어, 제조원가 상승을 유발하게 되고, 0.01%를 초과하면 AlN, TiN 등의 석출물 과다 형성으로 고온연성을 저하시키게 된다.

상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하는 것이 바람직한데, 상기 Ti/N의 비율이 3.4 미만인 경우에는 용존 N의 양에 비하여 Ti 첨가량이 부족하여, 잔류 N에 의한 NB 등의 형성으로 B첨가에 의한 강도상승 효과를 떨어뜨려 강도저하가 발생할 수 있으며, 10을 초과하는 경우에는 탈질처리 비용이 증가하고, 연주공정에서 노즐막힘등을 유발할 가능성이 커지게 된다.

본 발명의 냉연강판은 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.

Nb(니오븀) : 0.02~0.05중량%

Nb는 강판의 강도 상승 및 결정립 미세화를 위해 첨가된 원소이며, 그 함량은 0.02~0.05%가 바람직하다. 상기 Nb의 함량이 0.02%미만인 경우에는 상기의 효과를 나타내기가 어렵고, 0.05%를 초과하면 제조비용 상승과 과다한 석출물로 인하여 굽힘가공성과 연성을 저하시킬 수 있다.

Mo(몰리브덴), V(바나듐), W(텅스텐) : 0.01~0.2중량%

Mo, V, W는 Nb와 유사한 역할을 하는 원소로서, 0.01%미만인 경우에는 강도 상승 및 결정립 미세화 효과를 얻기 어려우며, 0.2%를 초과하는 경우에는 강도효과에 대비하여 제조비용이 지나치게 상승하게 된다.

상기 Nb, Mo, V 및 W은 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 것이 바람직한데, 0.02 미만인 경우에는 결정립 미세화 및 석출강화 효과를 기대하기 어려우며, 0.05를 초과하는 경우에는 상기 효과에 대비하여 지나치게 제조원가가 상승하게 된다.

본 발명이 제안하는 냉연강판은 인장강도가 1GPa이상인 동시에, 에지부의 파고(edge height)가 3mm이하인 것이 바람직하며, 높은 수준의 고강도를 확보할 수 있으며, 동시에 형상이 우수한 냉연강판을 제공할 수 있게 된다. 한편, 상기 에지부의 파고가 3mm를 초과할 경우, 프레스 성형을 위한 절단가공시 형상 불량에 의해 가공이 불가능한 문제가 발생하게 된다. 상기 언급한 에지부란 강판의 양 끝단부를 의미하며, 그 범위에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상기 강판의 에지부란 강판에 전체에 대하여 파고(wave height)가 높게 형성되는 부분을 에지부의 범위로 봐도 무방하다. 도 1은 파고의 개념을 도식적으로 나타낸 것이며, 도 1에 나타난 바와 같이, 파고란 웨이브 형상을 띠는 강판의 가장 밑부분과 윗부분의 높이 차이를 의미한다. 전술한 파고는 에지부에서 가장 높게 형성되며, 강판의 중심부로 갈수록 파고의 정도가 떨어지는 것이 일반적이다.

또한, 본 발명의 냉연강판의 미세조직은 면적분율로 10~40%의 마르텐사이트, 40~70%의 베이나이트 및 잔부 페라이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 이를 통해, 강도와 연성을 일정 수준 이상으로 확보할 수 있다. 상기 마르텐사이트의 분율이 10%미만인 경우에는 강도 확보가 용이하지 않을 수 있으며, 40%를 초과하는 경우에는 과도한 경질상의 생성으로 인하여 잔류 응력 제거가 불가능할 수 있다. 상기 베이나이트의 분율이 40%미만인 경우 굽힘가공성이 저하되며, 70%를 초과하는 경우 1GPa이상의 높은 인장강도를 실현하기 어려울 수 있다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.

상기 본 발명의 조성성분 및 범위를 만족하는 강재를 통상적인 조건으로 열간압연 및 냉간압연한다.

이후, 상기 압연된 강재를 770~850℃에서 소둔하게 되는데, 상기 소둔온도가 770℃미만인 경우에는 페라이트 조직 분율이 40%를 초과하여 강도확보가 어렵고, 굽힘가공성이 저하되며, 850℃를 초과하게 되면 굽힘가공성은 개선되나, 고온소둔에서 발생하는 Si, Mn, B등의 표면 농화물의 양이 크게 증가하여 미도금 결함이 다량으로 발생하는 문제가 있다.

상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%, 잔부가 질소로 구성된 분위기 조건에서 행하는 것이 바람직한데, 수소농도가 5%미만인 경우에는 강중에 함유된 Si, Mn, B와 같은 산소친화력이 큰 원소들의 표면농화물 발생이 용이하여 덴트와 도금결함을 유발하고, 반면 50%를 초과할 경우, 제조원가 대비 상기 효과의 상승이 미약해진다. 잔부 물질로 사용되는 질소는 강판의 표면 농화물 형성을 방지하고 제조비용이 저렴하여 분위기 가스로 적절하게 사용될 수 있다.

이후, 상기 소둔된 강재를 서냉시키고, 상기 서냉된 강재를 43.5C+0.7Mn+6.7Cr+0.188△T ≤ 60(단, 상기 △T는 서냉구간온도와 급냉구간온도의 온도차임.)의 조건을 만족하도록 급냉하게 된다. 상기 관계식은 마르텐사이트 변태에 의한 체적변화에 따른 형상 뒤틀림에 기인하는 인자로써, 경화능에 영향을 미치는 주요성분인 C, Mn 및 Cr 성분에 따른 최종 마르텐사이트 변태량을 인자화한 것이다. 또한, 상기 관계식에는 성분에 따른 마르텐사이트 변태량뿐만 아니라 냉각과정중 발생하는 열변형에 따른 형상 뒤틀림을 고려하기 위하여, 소둔 후의 냉각조건을 인자화하여 상기 관계식에 반영한 것이다. 한편, 상기 관계식의 값이 60을 초과하게 될 경우에는 냉각 중 발생하는 상변태에 의한 형상 뒤틀림과 열 변형에 따른 형상 뒤틀림의 양이 커져, 에지부의 파고 크기를 3mm이하의 수준으로 제어할 수 없다.

이 때, 상기 급냉은 100~600℃/분의 속도로 냉각을 행하는 것이 바람직한데, 상기 급냉속도가 100℃/분 미만일 경우, 페라이트와 펄라이트의 형성으로 인해 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없으며, 600℃/분을 초과할 경우, 과도한 경질상의 생성으로 연신율 저하가 발생할 뿐 아니라, 형상 불량등의 문제를 발생시킬 수 있다.

이후, 상기 급냉된 강재를 10~50℃/분의 속도로 냉각하는 냉각단계를 거치게 된다. 상기 냉각속도가 10℃/분 미만일 경우, 적정 마르텐사이트 분율을 확보할 수가 없어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 얻기가 어려우며, 50℃/분을 초과하는 경우에는 베이나이트를 40%이상 확보할 수 없어 굽힘가공성이 저하되는 문제가 발생한다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 이하의 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.

(실시예)

하기 표 1 및 2의 조성성분을 갖는 슬라브를 통상적인 조건으로 열간압연 및 냉간압연한 후, 하기 표 3의 조건으로 소둔 및 냉각처리하였다. 이 때, 소둔처리시 분위기는 수소와 질소였다.

구분	화학 조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	B (ppm)
발명예1	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.024	1	20
발명예2	0.12	0.1	2.7	0.01	0.003	0.024	1	20
발명예3	0.1	0.1	3	0.01	0.003	0.02	1	20
발명예4	0.2	0.1	3	0.01	0.003	0.03	0.7	20
발명예5	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.025	1	20
발명예6	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.02	0.8	20
발명예7	0.17	0.1	3	0.01	0.003	0.02	0.7	20
발명예8	0.14	0.5	2.6	0.01	0.003	0.03	0.7	18
발명예9	0.13	1	2.8	0.01	0.003	0.03	0.7	15
비교예1	0.15	0.1	2.7	0.01	0.003	0.03	0	20
비교예2	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.021	0.2	20
비교예3	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.02	1	20
비교예4	0.08	0.1	2.7	0.01	0.003	0.02	1	20
비교예5	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.026	1	20
비교예6	0.12	0.1	2.8	0.01	0.003	0.026	1	0
비교예7	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.024	0.7	20
비교예8	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.024	1	20
비교예9	0.15	0.1	2.7	0.01	0.003	0.022	0	20
비교예10	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.026	1.5	20
비교예11	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.025	1	20
비교예12	0.1	0.1	2.7	0.01	0.003	0.023	1	20
비교예13	0.2	0.1	3	0.01	0.003	0.022	0	20

구분	화학 조성(중량%)
구분	Ti	N (ppm)	Nb	Mo	V	W	Ti/N
발명예1	0.02	40	0.05	-	-	-	5.0
발명예2	0.02	30	0.03	-	-	-	6.7
발명예3	0.02	50	0.05	-	-	-	4.0
발명예4	0.02	40	0.02	-	-	-	5.0
발명예5	0.02	50	0.01	0.05	0.05	-	4.0
발명예6	0.02	50	0.05	-	-	-	4.0
발명예7	0.02	50	0.04	-	-	-	4.0
발명예8	0.02	40	0.04	0.05	-	-	5.0
발명예9	0.04	60	0.01	0.02	0.02	0.02	6.7
비교예1	0.02	50	0.02	-	-	-	4.0
비교예2	0.02	50	0.02	-	-	-	4.0
비교예3	0.002	50	0.05	-	-	-	0.4
비교예4	0.02	50	0.03	-	-	-	4.0
비교예5	0.02	50	0.01	-	-	-	4.0
비교예6	0.02	50	0.04	-	-	-	4.0
비교예7	0.02	50	0.05	-	-	-	4.0
비교예8	0.02	50	0.05	-	-	-	4.0
비교예9	0.02	40	0.05	-	-	-	5.0
비교예10	0.02	50	0.05	-	-	-	4.0
비교예11	0.04	60	0.05	-	-	-	6.7
비교예12	0.02	50	0.05	-	-	-	4.0
비교예13	0.02	50	0.05	-	-	-	4.0

구분	소둔온도 (℃)	소둔분위기 (수소농도, %)	서냉구간온도(℃)	급냉속도 (℃/분)	급냉구간온도(℃)	△T (℃)	관계식 1	서냉속도 (℃/분)
발명예1	840	40	650	300	450	200	50.5	25
발명예2	830	40	650	300	450	200	51.4	25
발명예3	840	40	650	300	460	190	48.9	30
발명예4	840	40	650	330	450	200	48.4	20
발명예5	840	30	650	300	450	200	50.5	30
발명예6	830	30	630	330	440	190	47.3	30
발명예7	810	50	640	270	420	220	55.5	20
발명예8	830	50	640	300	420	220	54.0	25
발명예9	850	30	630	360	440	190	48.0	20
비교예1	820	30	650	270	450	200	46.0	25
비교예2	830	40	650	300	430	220	50.2	20
비교예3	830	40	650	300	450	200	50.5	20
비교예4	810	45	650	250	420	230	56.2	20
비교예5	800	40	650	230	400	250	59.9	30
비교예6	800	30	640	230	440	200	5135	30
비교예7	760	50	650	200	400	250	57.9	25
비교예8	850	50	660	360	250	410	90.0	25
비교예9	840	40	650	360	250	400	83.6	25
비교예10	840	40	640	360	380	260	65.2	20
비교예11	840	30	650	360	350	300	69.3	20
비교예12	840	30	750	360	450	300	69.3	25
비교예13	840	30	650	360	250	400	86.0	25
단, 관계식 1은 43.5C+0.7Mn+6.7Cr+0.188△T ≤ 60(단, 상기 △T는 서냉구간온도와 급냉구간온도의 온도차임.)

상기와 같은 조건으로 제조된 냉연강판에 대해서 형상의 불량 정도, 미세조직의 분율 및 물성을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 이 때, 형상불량 정도를 측정하기 위해 제조된 냉연강판을 길이방향으로 1000mm 크기로 절단한 후 나타나는 에지부의 파고를 측정하였다.

구분	에지부 파고 (mm)	M조직 (면적%)	B조직 (면적%)	F조직 (면적%)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	연신율 (%)
발명예1	2.64	14	63	23	890	1221	8
발명예2	2.52	17	62	21	930	1255	7
발명예3	2.22	13	56	31	918	1245	8
발명예4	2.46	16	60	24	878	1257	8
발명예5	2.58	11	65	24	876	1201	9
발명예6	2.28	11	67	22	784	1194	9
발명예7	2.82	21	57	22	818	1231	8
발명예8	2.88	23	56	21	889	1302	6
발명예9	2.34	26	50	24	915	1325	8
비교예1	2.04	5	65	30	674	987	13
비교예2	2.16	7	82	11	734	996	8
비교예3	2.64	8	80	12	765	970	9
비교예4	2.46	7	82	11	725	992	10
비교예5	2.7	6	80	14	710	967	11
비교예6	2.52	5	75	20	755	995	10
비교예7	2.94	5	77	18	680	979	10
비교예8	8.46	22	20	58	1040	1270	6
비교예9	7.68	26	27	47	1070	1305	6
비교예10	4.68	19	15	66	924	1249	7
비교예11	5.34	15	18	67	995	1265	7
비교예12	5.46	20	24	56	1015	1283	6
비교예13	9.12	40	8	52	1105	1390	5

상기 표 1 내지 4에서 알 수 있듯이, 본 발명의 성분계 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 9는 1GPa 이상의 인장강도를 가지며, 냉연강판의 형상불량 정도를 나타내는 파고는 모두 3mm 이하로 매우 우수한 형상 품질을 나타내었다.

반면, 비교예 1 내지 6의 경우에는 본 발명이 제안하는 성분계를 만족하지 않아, 본 발명의 제조조건에 부합되도록 제조되었음에도 불구하고, 목표로 하는 인장강도를 확보하지 못하고 있음을 알 수 있다. 비교예 7의 경우에는 본 발명의 성분계를 만족하고는 있으나, 소둔온도가 760℃로 낮아 이 또한 목표 강도를 확보하지 못하였다.

또한, 본 발명의 성분계를 만족하는 강종인 비교예 8, 11, 12나 성분계를 만족하지 않는 강종인 비교예 9, 10, 13 모두 관계식 1의 값이 60을 초과하도록 제조됨에 따라, 에지부 파고가 3mm를 초과하는 범위로 형성되어, 형상 품질이 불량함을 알 수 있다.

도 2는 본 발명의 발명예 및 비교예에 대하여 상기 관계식과 파고의 상관관계를 나타낸 그래프이다. 도 2를 통해, 성분 및 냉각조건에 대한 관계식의 값이 증가할수록 파고의 정도 또한 상승하는 것을 알 수 있으며, 이러한 결과는 상기 관계식이 강판의 표면 형상과 밀접한 관련성이 있다는 것을 보여준다.

Claims

중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하며,
인장강도가 1GPa이상인 동시에, 에지(edge)부의 파고가 3mm이하인 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판.
제1항에 있어서, 상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판.
제1항에 있어서, 상기 냉연강판의 미세조직은 면적분율로 10~40%의 마르텐사이트, 40~70%의 베이나이트 및 잔부 페라이트로 이루어지는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판.
중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.0%, B: 0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.1%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, 추가로 Nb: 0.02~0.05%, Mo: 0.01~0.2%, V: 0.01~0.2% 및 W: 0.01~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
상기 Ti와 N은 3.4 ≤ Ti/N ≤ 10의 관계를 만족하는 강재를 열간압연 및 냉간압연하는 압연단계;
상기 압연된 강재를 770~850℃에서 소둔하는 소둔단계;
상기 소둔된 강재를 서냉하는 서냉단계;
상기 서냉된 강재를 43.5C+0.7Mn+6.7Cr+0.188△T ≤ 60(단, 상기 △T는 서냉구간온도와 급냉구간온도의 온도차임.)의 조건을 만족하도록 급냉하는 급냉단계; 및
상기 급냉된 강재를 10~50℃/분의 속도로 냉각하는 냉각단계를 포함하는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 Nb, Mo, V 및 W는 0.02 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05의 관계를 만족하는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 소둔단계는 수소농도가 5~50%이며, 잔부가 질소인 조건에서 행해지는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 급냉단계는 100~600℃/분의 냉각속도로 행해지는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.