KR20130106142A - 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자공차용 즉, 난성형부품 등에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 탄소함량이 0.1% 이하이며, 동시에 보다 넓은 구간에서 안정된 품질을 확보할 수 있는 서냉 열처리 방법을 적용함으로써 연신율 및 굽힘가공성이 우수하며, 980MPa 급의 초고강도 냉연강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 {ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT ELONGATION AND BENDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차용 부품 특히, 난성형부품 등에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

현재, 지구 환경 보전을 위한 과제로서 연비규제가 강화되면서 자동차 차체의 경량화가 적극적으로 행해지고 있으며, 그 대책의 하나로서 강판의 고강도화에 의한 자동차 소재의 무게 감소를 도모하고 있다. 더불어, 자동차용 강판의 연비 또는 내구성 향상을 위해, 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객 보호차원에서도 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 그 사용량이 증대하고 있다.

최근에는 강도가 높으면서 연성이 우수한 소재를 난성형부품들에 적용한 사례들이 증가함에 따라, 가공이 많이 요구되는 부품에서도 초고강도 강을 적용하는 움직임이 활발하다.

그러나, 강판의 고강도화는 성형 가공성 및 용접성의 저하를 유발하기 때문에, 이를 보완한 재료의 개발이 요구된다.

이와 같은 요구에 대해 지금까지 이상조직 강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성 강(Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 또는 복합조직 강(Complex Phase Steel, CP강) 등과 같은 변태조직강판이 개발되어 왔다.

예컨대, 특허문헌 1에서는 성분 및 조직 즉, 잔류 오스테나이트 양을 제어하여 성형성이 우수한 강판의 제조법을 제시하고 있으며, 특허문헌 2에서도 성분 및 미세조직을 제어함으로써 프레스 성형성이 양호한 고강도 강판의 제조법을 제시하고 있다. 또한, 특허문헌 3에서는 5% 이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 가공성 특히, 국부 연신이 우수한 강판을 제안하고 있으며, 특허문헌 4에서는 베이나이트(bainite)를 주상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 함유하도록 함으로써 연성과 신장플랜지성을 개선하는 제조방법이 제시되어 있다.

그러나, 이들 발명들은 연신율을 개선 시기키 위해 C와 Si 또는 Al을 다량 첨가하므로 용접성이 열화되고, 다량의 Si와 Al을 첨가함으로써 도금품질을 확보하기 어려우며 제강 및 연주시 표면품질 확보가 어렵고, 고강도를 얻기 위해 냉각속도를 100℃/s 이상으로 하는 공정을 필요로 하기 때문에 냉각 중에 강판의 부분 변형을 야기할 수 있어 강판의 평탄도를 확보하기 어렵다.

한편, 초고강도 강재는 실제 사이드실(sill side)과 같은 벤딩(bending)에 의한 가공이 요구되는 부품들에 적용되기 때문에, 아무리 연신율이 우수하더라도 굽힘가공성(bendability)이 열화하면 부품으로 사용할 수 없다. 따라서, 고연신율과 함께 굽힘가공성을 개선시키는 방안이 요구된다.

통상, 강내에 존재하는 변태상의 구성 및 비율을 적절히 제어하고, 연질상과 경질상의 강도비가 낮을수록 굽힘가공성이 우수하다고 알려져 있다. 이를 위해서는 강의 미세조직을 마르텐사이트 대신에 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)로 생성시켜야 하지만, 이들 변태상들은 항복강도가 급격히 증가하고, 연신율을 현저히 저하시키는 문제점을 가지고 있다. 따라서, 변태상들의 구성비를 적절히 확보하는 것이 무엇보다 중요하다.

한편, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 강판을 실 공정에서 제조하는 경우, 인장강도와 함께 항복강도 또한 매우 높기 때문에 중간소재인 열연판의 높은 강도로 인해 냉간압연성이 크게 저하하고, 또한 소둔 열처리시 급냉 열처리 조건을 적용하여야하기 때문에 조업성이 크게 저하하는 문제점이 있다. 더욱이, 이러한 소재들은 강 중에 존재하는 변태상들이 소둔온도에 매우 민감하게 변화하게 때문에, 약간의 소둔온도 변화에 의해서도 변태상들의 종류 및 구성비가 달라져 항복강도가 현저히 변하고, 연신율이 저하된다.

따라서, 넓은 소둔온도 범위에서 안정된 재질을 확보할 수 있는 신제품의 개발이 필요하지만, 상기 특허문헌 1 내지 4 및 특허문헌 5 등의 공지 기술에서는 이에 대한 검토가 충분히 이루어지지 않았다.

일본공개특허 제1994-145892호 일본공개특허 제1994-145788호 일본공개특허 제1993-070886호 일본공개특허 제2004-292891호 일본공개특허 제2005-105367호

본 발명은 상술한 문제점들을 개선하기 위한 것으로, 합금원소의 종류 및 함량과 제조조건을 적절히 제어함으로써, 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.070~0.095%, Si: 0.8~1.2%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.01% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.001~0.006%, Sb: 0.01~0.10%를 함유하고, Ti: 0.003~0.08 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 이상을 더 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 하기 수학식 1로 표시되는 Ceq가 0.27 이하를 만족하고, 상기 Si, Mn, B 및 Sb는 하기 수학식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공한다.

<수학식 1>

Ceq = C +Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S

<수학식 2>

20 < (Si/Mn + 150B) / Sb < 50

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분계를 가지고, 상기 Ceq가 0.27 이하를 만족하고, 상기 수학식 2를 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~950℃의 온도 범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 500~750℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔한 강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판을 200~300초간 과시효 처리하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따르면, 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서 항복강도는 낮고, 동시에 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 강판과 이러한 강판의 조업성을 확보할 수 있는 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1은 페라이트와 경질상의 경도비에 따른 구멍확장율(HER)을 나타낸 도면이다.
도 2는 연신율에 따른 구멍확장율(HER)을 나타낸 도면이다.
도 3은 Si 첨가에 따른 미세조직의 변화를 측정한 결과를 나타낸 도면이다.
도 4는 본 발명의 수학식 2를 만족(표 2의 발명예 1) 또는 불만족(표 2의 비교예 16)하는 강재의 열연 내부산화물생성 여부를 측정한 결과를 나타낸 도면이다.
도 5는 소둔온도 변화에 따른 재질의 변화(항복강도, 인장강도 및 연신율)를 나타낸 도면이다(표 2의 발명예 1).

본 발명자들은 종래의 초고강도 강재에 있어서, 연신율은 우수하더라도 굽힘가공성이 열화되어 가공성을 확보할 수 없었던 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 탄소함량뿐만 아니라, 합금 원소의 함량과 제조조건을 정밀 제어함으로써, 항복강도는 낮고 연신율 및 굽힘가공성이 확보된 난성형부위에서도 가공이 가능한 초고강도 냉연강판을 제조할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다.

더욱이, 2상역에서도 용접성, 굽힘가공성 및 인장특성을 동시에 만족하면서, 또한 소둔온도 구간이 ±20℃ 이상의 넓은 범위에서도 재질, 특히 항복강도의 편차가 ±40MPa를 초과하지 않는 좁은 범위에서 확보할 수 있음을 인지하고 본 발명을 제안한다.

이하, 본 발명의 일 측면으로서, 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판에 대해 설명한다.

굽힘가공성은 단위두께에 대한 최소 굽힘반경의 비(R/t)를 의미하며, 여기서 최소 굽힘반경비(R)는 벤딩(bending) 시험 후 판의 외권부에 크랙이 발생하지 않는 최소 반경을 의미한다.

상기 냉연강판은 C: 0.070~0.095%, Si: 0.8~1.2%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.01% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.001~0.006%, Sb: 0.01~0.10%를 함유하고, Ti: 0.003~0.08 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 이상을 더 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

본 발명의 냉연강판에 있어서, 상기와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

C: 0.070~0.095%

탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소로서, 고강도화를 도모하고 복합조직 강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 즉, 탄소함량이 증가하게 되면, 강 중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 다만, 그 함량이 0.095%를 초과하게 되면 구멍확장성 및 용접성이 저하하게 되며, 반면 0.070% 미만으로 낮으면 강도를 확보하기 매우 어렵다. 따라서, C의 함량을 0.070~0.095%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.8~1.2%

실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고, 미변태 오스테나이트 중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시키기 쉽게하고, 또한 Si 자체의 고용강화 효과를 유발하는 원소이다. 이러한 Si는 강도와 재질 확보를 위해 매우 유용한 원소이지만, 표면특성과 관련하여 표면 스케일의 결함을 유발할 뿐만 아니라, 화성 처리성을 저하시키기 때문에 그 범위를 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 인장강도 980MPa 이상을 갖는 초고강도강의 연신율을 15% 이상으로 만족시키고, 열연 내부 산화물에 의한 덴트(dent) 및 도장성의 열화를 방지하기 위해 Si를 0.8~1.2%로 제어할 필요가 있다. Si의 함량이 0.8% 미만일 경우에는 충분한 페라이트가 확보되지 않아 본 발명에서 목표로 하는 연신율 15% 이상의 연성을 확보하기 어려우며, 반면 1.2%를 초과할 경우에는 연신율은 증가하지만 다량의 Si에 의해 도금성의 열화가 예상되며, 또한 강도의 저하와 더불어 용접성이 열화하는 문제가 발생할 수 있다.

Mn: 2.0~2.4%

망간(Mn)은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키며, 강중 황(S)을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 동시에 강을 강화시키는 원소이다. 복합조직 강에서는 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하여, 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 다만, 그 함량이 2.0% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어려우며, 반면 2.4%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높으므로, Mn의 함량을 2.0~2.4%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.001~0.10%

인(P) 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서, 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 제조비용의 문제를 야기시키며, 반면 0.10%를 초과할 경우에는 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있으므로, P의 함량을 0.001~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.010% 이하

황(S)은 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 따라서, 그 함량이 0.010%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 S의 함량을 0.010% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Sol.Al: 0.01~0.10%

가용 알루미늄(Al)은 강중의 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si와 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 다만, 그 함량이 0.01% 미만일 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 0.10%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라, 제조비용이 증가하게 되므로, 가용 Al의 함량은 0.01~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.01% 이하

질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이다. 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 오스테나이트의 안정성이 크게 증가하여 본 발명에서 형성하고자 하는 베이나이트의 형성을 방해하므로, N의 함량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.5~1.0%

크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 본 발명에서는 베이나이트 형성 촉진 원소로서 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 다만, 그 함량이 0.5% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 불리하므로, Cr의 함량을 0.5~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.03~0.15%

몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 함께 강의 경화능을 향상시키고, 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 강중에서 Mo계 미세 탄화물들을 생성시켜 페라이트 기지조직의 강도를 개선시키는 역할을 한다. 이러한 효과로 인해, 변태조직과 페라이트의 상간 강도차이가 감소하게 되어, 굽힘가공성에 유리한 작용을 한다. 그 함량이 0.03% 미만일 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.15%를 초과하게 되면 제조비용의 과도한 증가가 예상되므로, Mo의 함량을 0.03~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.001~0.006%

보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가한다. 이러한 B의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.006%를 초과할 경우에는 표면에 B가 과다하게 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, B의 함량을 0.001~0.006%로 제한하는 것이 바람직하다.

Sb: 0.01~0.10%

안티몬(Sb)은 본 발명에서 열연 내부 산화방지 및 소둔판의 덴트(dent)성과 더불어 도금성을 개선하기 위해 첨가하는 원소이다. Sb는 MnO, SiO₂, Al₂O₃ 등의 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 덴트에 의한 표면 결함을 저하시키며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다. 이러한 Sb의 함량이 0.01% 미만일 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 0.10%를 초과하게 되면 오히려 Sb의 입계 편석에 의한 재질의 열화, 제조비용 상승 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.01~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti 또는 Nb: 각각 0.003~0.080%

강중에서 티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 이러한 Ti 또는 Nb가 0.003% 미만으로 첨가될 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.080%를 초과할 경우에는 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인해 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti 또는 Nb의 함량을 0.003~0.080%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명은 상기 성분 이외에도 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에 따라 상기 성분 범위를 갖는 강판의 합금설계시, 하기 수학식 1로 표현되는 Ceq의 값이 0.27 이하를 만족하고, 또한 Si, Mn, B 및 Sb의 합금조성비는 아래의 성분 수학식 1를 만족하는 것이 바람직하다.

<수학식 1>

Ceq = C +Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S

<수학식 2>

20 < (Si/Mn + 150B) / Sb < 50

상기 수학식 1은 강판의 용접성 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강중 C, Mn, Si, P, S의 원소는 탄소 당량을 높이는 역할을 하며, 잘 알려져 있는 바와 같이 탄소 당량이 높을수록 용접성은 열화되게 된다. 본 발명에 따른 초고강도 강이 사용될 때, 주로 시공되는 용접방법인 점용접시 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설명하면 상기 수학식 1과 같이 구성되는 것이다. 수학식 1에 의해 계산된 값이 0.27을 초과하면 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.

한편, 상기 수학식 2는 표면품질의 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강중 Mn, Si, B 등은 소둔조업시 표면에 농화물을 형성하는 특성을 가진 원소들로서, 이들 원소의 농화물이 많을수록 도금특성은 저하하게 된다. 특히, 본 발명에서는 Si를 높게 첨가하기 때문에, 이에 의한 열연강판 내부 산화물 및 소둔시 덴트(dent) 문제와 도금표면품질의 열화를 방지하기 위해 성분계를 제어하는 것이 바람직하다. 반면, Sb는 상기의 표면농화 원소들의 입계확산을 방해하는 역할을 하기 때문에, 표면품질 측면에서 매우 유리하다. 예컨대, 수학식 2에 의해 계산된 값이 20 내지 50의 값을 가질 때 양호한 표면품질의 확보가 가능하다는 것을 의미한다.

상술한 성분계와 수학식 1 및 2를 만족하는 강판의 미세조직은 35~45%의 마르텐사이트, 15~30%의 베이나이트 및 30~40%의 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 제공하는 강판은 굽힘가공성을 확보하기 위해 적정량의 베이나이트 즉, 15% 이상의 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하며, 다만 베이나이트양이 30%를 초과하게 되면 연성이 열화되고 항복강도가 증가하게 된다. 또한, 상기 굽힘가공성과 함께 우수한 연성을 확보하기 위해서는 적정량의 페라이트 즉, 30~40%의 페라이트를 포함하는 것이 바람직한다.

상술한 조직으로 구성되는 강판은 항복강도의 편차가 ±40MPa를 초과하지 않으며, 베이나이트 및 페라이트를 적정 수준으로 함유함으로써 성형성뿐만 아니라 굽힘가공성 및 연성이 우수한 특성을 갖는다.

이하에서는 상기와 같이 조성되는 강을 냉연강판으로 제조하는 방법에 대하여 구체적으로 설명한다.

본 발명에 따른 냉연강판의 제조방법은 개략적으로, 상술한 성분계로 조성된 슬라브를 가열한 후, 상기 가열된 슬라브를 압연 후, 800~950℃의 온도 범위에서 마무리 압연을 실시한 후 500~750℃에서 권취한다. 이후, 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하고, 상기 냉간압연된 강판을 770~830℃에서 연속소둔한 후 1차, 2차 냉각하여 350~450℃에서 냉각을 종료한 후 과시효 처리하는 과정으로 이루어진다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

마무리 압연 온도: 800~950℃

슬라브를 재가열한 후에 열간압연을 실시한다. 열간압연에서의 마무리 압연은 출구측 온도가 800~950℃ 사이가 되도록 압연하는 것이 바람직하다. 즉, 열간 마무리 압연 온도가 800℃ 미만일 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고, 또한 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다. 반면, 950℃를 초과하게 되면, 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다.

권취 온도: 500~750℃

상기 열간 마무리 압연을 종료한 후, 500~750℃에서 권취한다. 권취 온도가 500℃ 미만이면, 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등과 같은 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하게 되면 Si, Mn 및 B 등의 용융아연도금의 젖음성(wettability)을 저하시키는 원소들에 의한 표면 농화가 심해지므로, 상기 권취 온도는 500~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이후, 권취한 열연판을 산세한 후 냉간압연을 실시한다.

냉간압연시 압하율: 40~70%

냉간압연을 실시할 시, 냉간압하율은 40~70%가 바람직하다. 냉간압하율이 40% 미만인 경우에는, 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며, 형상교정이 매우 어렵다. 반면, 냉간압하율이 70%를 초과할 경우에는 강판 에지(edge)부에서 크랙(crack)이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다. 따라서, 냉간압연시 압하율은 40~70%로 제한하는 것이 바람직하다.

소둔조건

상기에서 얻어진 냉연판을 770~830℃에서 연속소둔을 실시한다. 연속소둔시 소둔온도가 770℃ 미만이면, 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 소둔온도가 830℃를 초과할 경우에는 과다한 오스테나이트의 형성으로 인해 베이나이트의 양이 급격히 증가하여 항복강도의 과도한 증가 및 연성의 열화가 초래된다.

또한, 연속소둔 시 소둔시간은 통상 적용되는 조건으로 수행하는 것이 바람직하다.

냉각조건 및 과시효 처리

연속소둔 후 냉각은 1차, 2차로 실시한다. 먼저, 연속소둔한 강판을 650~700℃까지 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각단계는 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것으로, 상기 1차 냉각의 종료온도가 650℃ 미만 또는 700℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 연성 및 강도를 확보하기 어렵다.

1차 냉각 후, 2차 냉각은 본 발명에서 중요시하는 제어 인자 중 하나로서, 5~20℃/s의 냉각속도로 350~450℃까지 2차 냉각하는 것이 바람직하며, 냉각을 완료한 후 상기 베이나이트 구간에서 과시효 처리를 행한다. 상기 냉각종료온도 조건은 연성과 굽힘가공성을 동시에 확보하기 위해 매우 중요한 조건으로서, 냉각종료온도가 350℃ 미만일 경우에는 과시효 처리 동안 베이나이트 영역에서 머무는 시간이 짧아 충분한 베이나이트 양의 확보가 어려워 본 발명에서 목적하는 15~30%의 베이나이트를 얻기 어려우며, 급냉에 의한 판형상의 뒤틀림 문제가 발생한다. 또한, 다량의 마르텐사이트가 생성됨에 따라 페라이트와 제2상 간의 강도차이가 증가하여 굽힘가공성이 열화되는 문제가 발생한다. 반면, 냉각종료온도가 450℃를 초과할 경우에는 주로 과시효 처리시 베이나이트 영역에 머무르는 시간이 매우 커져 과도한 베이나이트의 발생으로 항복강도가 증가하고 연성이 열화된다.

또한, 과시효 처리시 처리시간은 200~300초로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 시간 동안 강판을 과시효 처리함으로써 본 발명에서 의도하고자 하는 베이나이트 양을 확보할 수 있다.

더불어, 상기 과시효 처리 후, 상기 강판을 0.3~1.0% 범위 내에서 스킨패스(skin pass)압연을 수행한다. 통상, 변태조직 강을 스킨패스압연하는 경우 대부분 인장강도의 증가 없이 50 내지 100 MPa 이상의 항복강도 상승이 일어난다. 따라서, 압하율이 0.3% 미만이면 본 발명강과 같은 초고강도 강에서 형상을 제어하는 것이 매우 어려우며, 반면 1.0%를 초과하여 작업하게 되면 과도한 항복강도의 증가로 본 발명강에서 제시하는 항복강도 목표치(700MPa)를 초과하게 되며, 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해지므로, 스킨패스압연시 압하율은 0.3~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통해 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.

( 실시예 )

하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 진공용해한 후, 가열로에서 1200℃의 온도로 1시간 동안 가열하고 추출하여 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이때, 열간압연은 880~900℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 650℃로 설정하였다. 이후, 열간압연한 강판을 산세처리한 후 냉간압하율을 50%로 냉간압연을 실시하였다. 이후, 냉간압연된 강판은 하기 표 2의 소둔조건으로 연속소둔하고, 1~10℃/s의 냉각속도로 650~700℃까지 1차 냉각한 후, 하기 표 2의 2차 냉각조건으로 2차 냉각하였다. 그리고, 상기 냉각된 강판을 250초간 과시효 처리한 후, 0.5% 압하율로 스킨패스 압연을 실시하였다.

상기 제조된 냉연강판으로부터, JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질을 측정하였다. 구체적으로, 시편의 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El), 항복비(YR) 및 굽힘가공성(R/t<1)을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 또한, 각 강종별로 열연판 단면에 대해 미세조직을 관찰하여 내부산화물 여부를 확인하였으며, 이후 표 2의 강재들을 GA 도금강판으로 제조한 후 20mm×50mm 크기로 절단한 시편의 도금박리 여부를 관찰하여 그 결과를 함께 나타내었다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Sol. Al	Cr	Mo	Ti	Nb	N	B	Sb	수학식 1	수학식 2	비고
1	0.07	1.00	2.3	0.012	0.003	0.040	0.85	0.09	0.020	0.051	0.0038	0.0025	0.03	0.25	27.0	발명강
2	0.07	1.10	2.3	0.009	0.002	0.050	0.85	0.13	0.025	0.055	0.0050	0.0023	0.02	0.25	41.2	발명강
3	0.07	0.95	2.2	0.010	0.005	0.035	0.85	0.15	0.022	0.045	0.0030	0.0025	0.03	0.25	26.9	발명강
4	0.09	1.00	2.3	0.006	0.004	0.060	0.85	0.06	0.050	0.060	0.0040	0.0025	0.04	0.27	20.2	발명강
5	0.08	1.10	2.2	0.010	0.003	0.070	0.85	0.09	0.030	0.035	0.0056	0.0025	0.02	0.26	43.8	발명강
6	0.07	0.89	2.2	0.010	0.003	0.060	0.90	0.07	0.020	0.045	0.0055	0.0025	0.03	0.24	26.0	발명강
7	0.08	0.96	2.2	0.010	0.003	0.040	0.95	0.12	0.025	0.045	0.0047	0.0025	0.02	0.25	40.6	발명강
8	0.08	1.00	2.2	0.009	0.005	0.055	0.90	0.10	0.035	0.058	0.0070	0.0025	0.03	0.26	27.7	발명강
9	0.07	0.90	2.2	0.011	0.004	0.055	0.95	0.11	0.045	0.065	0.0060	0.0025	0.03	0.25	26.1	발명강
10	0.08	0.85	2.2	0.012	0.005	0.060	0.85	0.14	0.052	0.059	0.0055	0.0025	0.02	0.26	38.1	발명강
11	0.08	1.10	2.5	0.010	0.003	0.050	0.85	0.05	0.040	0.045	0.0041	0.0005	0.04	0.27	12.9	비교강
12	0.07	1.10	2.6	0.011	0.004	0.050	0.90	0.09	0.020	0.050	0.0035	0.0005	0.02	0.27	24.9	비교강
13	0.09	1.00	2.3	0.009	0.005	0.035	0.95	0.06	0.020	0.040	0.0070	0.0010	0.04	0.28	14.6	비교강
14	0.11	1.50	2.6	0.010	0.006	0.040	0.95	0.09	0.010	0.055	0.0050	0.0015	0.02	0.33	40.1	비교강
15	0.13	1.10	2.3	0.009	0.005	0.030	0.90	0.15	0.030	0.050	0.0060	0.0005	0.03	0.32	18.4	비교강
16	0.09	0.10	3.1	0.011	0.006	0.050	0.85	0.08	0.025	0.055	0.0065	0.0020	0.10	0.29	3.30	비교강
17	0.10	0.50	2.7	0.011	0.003	0.060	0.85	0.15	0.040	0.030	0.0050	0.0025	0.15	0.29	3.70	비교강

강종	소둔 온도 (℃)	2차냉각종료온도 (℃)	스킨패스압연율 (%)	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	YR	R/t<1	내부산화물 발생	GA재 도금 밀착성		비고
1	800	270	0.5	585.3	1079.7	16.5	0.54	NG	X	◎		비교예 1
	800	450	0.5	604.6	1093.4	16.4	0.55	OK	X	◎		발명예 1
2	780	300	0.5	601.2	1030.6	15.7	0.58	NG	X	◎		비교예 2
	780	450	0.5	616.4	1021.1	16.6	0.60	OK	X	◎		발명예 2
3	800	300	0.5	621.1	1050.2	15.8	0.59	NG	X	◎		비교예 3
	800	450	0.5	605.8	1090.7	16.3	0.56	OK	X	◎		발명예 3
4	820	270	0.5	611.6	1039.9	16.9	0.59	NG	X	◎		비교예 4
	820	450	0.5	643.4	1039.6	15.9	0.62	OK	X	◎		발명예 4
5	800	250	0.5	620.9	1022.6	16.4	0.61	NG	X	◎		비교예 5
	800	450	0.5	617.9	1028.4	16.7	0.60	OK	X	◎		발명예 5
6	800	270	0.5	631.8	1056.6	17.1	0.60	NG	X	◎		비교예 6
	800	450	0.5	629.4	1028.3	17.5	0.61	OK	X	◎		발명예 6
7	810	300	0.5	614.6	1086.2	15.5	0.57	NG	X	◎		비교예 7
	810	450	0.5	624.0	1046.7	16.5	0.60	OK	X	◎		발명예 7
8	810	450	0.5	609.4	1090.0	17.6	0.56	OK	X	◎		발명예 8
9	780	450	0.5	618.4	1014.5	16.4	0.61	OK	X	◎		발명예 9
10	790	450	0.5	601.3	1065.0	16.8	0.56	OK	X	◎		발명예 10
11	800	450	0.5	670.9	1089.1	14.8	0.62	OK	○	X		비교예 8
12	820	450	0.5	700.2	1119.2	13.8	0.63	NG	X	◎		비교예 9
13	800	450	0.5	610.5	1025.2	16.5	0.60	OK	○	X		비교예 10
14	800	450	0.5	720.9	1107.2	14.5	0.65	NG	X	◎		비교예 11
15	790	450	0.5	600.3	1020.1	16.3	0.59	NG	○	△		비교예 12
16	800	450	0.5	762.8	1156.9	9.6	0.66	NG	○	X		비교예 13
17	800	450	0.5	730.1	1092.2	12.5	0.67	NG	○	X		비교예 14

(상기 표 2에서 시편의 굽힘가공성은 R/t 1.0의 벤딩(bending) 시험에서 표면에 크랙이 발생하지 않는 소재에 대해 'OK', 크랙이 발생하는 소재에 대해서는 'NG'로 표기하였다. 또한, 열연판 내부산화물 관찰결과에 대해서는 내부산화물이 존재하는 경우에는 '○', 내부산화물이 존재하지 않는 경우에는 'X'로 표기하였다.

도금 밀착성 평가는 60° 굽힘시험을 실시한 후 다시 펴서 굽혀졌던 부분에 테이프를 부착, 탈착하여 떨어져 나오는 도금층의 폭을 다음과 같은 기준으로 평가하였다; ◎: 떨어져 나온 도금이 없거나 그 폭이 1~3mm 이내일 경우, △: 떨어져 나온 도금의 폭이 3~5mm 이내일 경우, X: 떨어져 나온 도금의 폭이 5mm 이상일 경우. 통상, 도금 밀착성은 도금 박리폭이 3mm 이내인 것을 밀착성이 우수한 것으로 판단한다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분범위와 제조조건을 만족하는 발명예(표 2의 1 내지 10)은 780~820℃에서 소둔한 후 2차 냉각 종료온도를 450℃로 제어한 경우로서 항복강도가 600~650MPa 범위에 있으며, 또한 연신율이 15.9~17.6%로 본 발명에서 목표로하는 항복강도 700MPa 이하, 연신율 15% 이상을 만족하는 것을 확인하였다. 더욱이, 굽힘가공성 측면에서도 지표인 R/t가 1.0 이하인 조건을 모두 만족함으로써 우수한 굽힘가공성 특성을 나타내었다. 이러한 강재들은 동시에 용접성을 대표하는 수학식 1의 값(Ceq)이 0.27 이하의 조건을 만족하였고, 수학식 2의 조건을 충분히 만족하여 용접성이 우수하고 덴트(dent) 결함 및 도금 밀착성이 매우 우수한 것을 확인할 수 있었다.

이에 반면, 발명강의 성분조건을 만족하더라도 2차 냉각 종료온도가 본 발명에서 제시하는 온도 범위를 만족하지 못하는 경우(표 2의 비교예 1 내지 7)에는, 700MPa 이하의 항복강도를 갖더라도 다량의 마르텐사이트가 발생함으로써 페라이트와의 상간 강도편차가 증가하여 굽힘가공성이 열화함을 알 수 있다.

또한, 본 발명에서 제시하는 수학식 1 및 2를 만족하지 못하는 비교예 11 내지 17의 경우에는 본 발명에서 제시하는 성분범위를 만족하지 못하거나, 재질은 만족하여도 Ceq가 높아 용접성이 열화되거나, 또는 수학식 2의 조건을 만족하지 못하여 열연판 내부산화물이 증가함으로써 GA재에서 도금 밀착성의 열화를 초래하였다.

그리고, 도 5에 나타낸 바와 같이, 소둔온도 변화에 따른 재질의 편차, 특히 항복강도의 편차가 50MPa 이하로서 매우 안정적인 재질을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.

이상과 같이, 본 발명은 성분계 및 제조조건을 엄격히 제어함으로써 용접성뿐만 아니라, 굽힘가공성, 연신율, GA재의 도금 밀착성이 매우 우수한 강재를 제공할 수 있으며, 이러한 우수한 특성들은 소둔온도 ±20℃의 넓은 구간에서 거의 일정하여 고객사에서 요구하는 조건을 충분히 만족할 수 있었다.

앞서 설명한 바와 같이, 본 발명에 따른 발명강들은 항복강도를 700MPa 이하로 확보함과 동시에 굽힘가공성(R/t)을 1.0 이하를 만족하는 특징을 가지고 있다. 통상적으로, 굽힘가공성 또는 구멍확장성(HER)의 개선을 위해서는 강중 미세조직 상간의 경도차이를 감소시켜야 한다. 즉, 도 1 및 2에서 보이는 바와 같이 미세조직 상간의 경도차이를 감소시킬수록 굽힘가공성 및 구멍확장성이 개선되는 것을 알 수 있다. 보다 구체적으로 이를 위해, 마르텐사이트 양을 감소시키고, 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트를 생성시킬 필요가 있다.

그러나, 본 발명에서는 Si의 함량을 비교적 높게 첨가하는 것을 이용하여 굽힘가공성을 개선하는 효과를 도모하였다. 통상, Si는 강중에서 탄소의 활동도(antivity)를 증가시켜 열연 펄라이트 밴드를 분산시키는 효과를 보인다. 이러한 펄라이트의 분산효과는 소둔공정에서 마르텐사이트 조직의 분산을 유발하여, 굽힘가공성을 개선한다. 또한, 오스테나이트계에 탄소를 농화시켜 소둔판 내의 마르텐사이트 강도를 증가시켜 최종제품의 강도를 확보할 수 있다. 더욱이, 소둔판 페라이트 기지내의 고용 탄소를 감소시키는 페라이트 기지의 청정효과로 인해 연신율을 개선시킨다. 도 3은 Si첨가에 따른 열연판 및 소둔판의 미세조직 변화를 나타낸 것으로서 Si 함량이 낮은 강재에 비해 Si 함량이 높은 강재에서 열연판의 미세조직이 균질화 되어 있고, 또한 소둔판에서도 마르텐사이트가 매우 균일하게 분산되어 있는 것을 알 수 있다. 이러한 마르텐사이트의 분산을 외부의 하중에 대해 응력을 분산시키는 효과를 발휘하여 연성과 더불어 굽힘가공성의 개선효과를 가져온다.

그러나, 고강도강에 다량의 Si를 첨가하게 되면 여러가지 문제가 발생하게 되며, 특히 열연판에서 Si, Mn, B 등에 의해 내부 산화물이 발생하게 되고, 이러한 산화물이 소둔공정에서 표면으로 확산하여 소둔판의 덴트(dent)를 유발하게 된다. 또한, 이러한 산화물들은 도금층의 젖음성(wettability)을 열화시켜 도금특성을 저하하는 요인으로 작용한다. 따라서, 본 발명에서는 이러한 문제점을 해결하고자 Sb를 일정수준 첨가하며, 더불어 Si, Mn, B의 함량을 Sb와 함께 수학식 2의 조건으로 엄격히 제어할 경우 열연판 내부 산화물이 감소하여 소둔판의 덴트(dent) 문제 및 도금성의 열화를 방지하는 것을 발견하였다. 도 4는 Si, Mn 등의 산화물 형성원소의 함량이 높은 경우((a); 표 2의 비교예 16)와 본 발명에서 제시한 수학식 2의 조건을 만족하는 경우((b); 표 2의 발명예 1)의 열연판 단면조직을 비교한 것으로서, 본 발명에서 제시하는 조건을 만족하지 않는 (a)에서는 입계를 중심으로 매우 많은 양의 산화물들이 존재하고 있음을 확인할 수 있다. 이러한 산화물들은 주로 MnO, SiO₂로서 소둔시 롤(roll)의 표면에 부착되어 강판에 덴트(dent) 결함을 유발시키며, 또한 강판 표면에 존재하여 GA재 도금시 도금 부착성을 감소시킨다. 이에 반면, 수학식 2를 만족하는 발명강(b)의 경우에는 내부 산화물이 전혀 발생하지 않은 것을 확인할 수 있으며, 이러한 특성은 도금 밀착성에 매우 유리한 영향을 주는 것으로 판단할 수 있다.

또한, 용접성을 개선하기 위해 합금설계시 C, Si, Mn, P, S 등의 함유량이 수학식 1을 만족하며, 동시에 첨가되는 탄소함량이 0.1% 이하가 되도록 설계하였다. 통상, TRIP강의 경우 강중 잔류 오스테나이트 확보를 통한 연성의 개선을 위하 탄소함량을 0.1% 이상, Si를 1.5% 이상 첨가하게 된다. 그러나, 이와 같이 함금원소를 다량 첨가하는 것은 연신율을 확보하는데에는 유리하지만, 자동차 강판의 가공시 주로 사용되는 용접방법인 점용접(spot welding)시 용접부와 모재와의 강도차이 증가, 용접부 미세크랙 발생 등으로 인해 용접불량이 다발하게 되며, 과도한 Si의 첨가로 인해 도금성 불량이 발생한다. 본 발명에서는 통상의 TRIP강과 대비하여 탄소 및 Si의 함량이 낮은 강재를 통해서도 도금성뿐만 아니라 접용접성 또한 개선하였다.

Claims (7)

1. 중량%로, C: 0.070~0.095%, Si: 0.8~1.2%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.01% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.001~0.006%, Sb: 0.01~0.10%를 포함하고,
   Ti: 0.003~0.080% 및 Nb: 0.003~0.080% 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고,
   하기 수학식 1로 표시되는 Ceq가 0.27 이하를 만족하고, 상기 Si, Mn, B 및 Sb는 하기 수학식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
   
   <수학식 1>
   Ceq = C +Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
   
   <수학식 2>
   20 < (Si/Mn + 150B) / Sb < 50
   
2. 제 1항에 있어서,
   상기 냉연강판의 미세조직은 35~45%의 마르텐사이트, 15~30%의 베이나이트 및 30~40%의 페라이트로 이루어진 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
   
3. 제 1항에 있어서,
   상기 강판은 980MPa 이상의 인장강도, 700MPa 이하의 항복강도, 15% 이상의 연신율 및 0.1 이하의 굽힘가공성(R/t)을 갖는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
   
4. 중량%로, C: 0.070~0.095%, Si: 0.8~1.2%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.01~0.10%를 포함하고, Ti :0.003~0.08 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 하기 수학식 1로 표시되는 Ceq가 0.27 이하를 만족하고, 상기 Si, Mn, B 및 Sb는 하기 수학식 2를 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 슬라브를 800~950℃의 온도 범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
   상기 열간압연된 강판을 500~750℃에서 권취하는 단계;
   상기 권취된 강판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계;
   상기 냉간압연된 강판을 연속소둔하는 단계;
   상기 연속소둔한 강판을 냉각하는 단계; 및
   상기 냉각된 강판을 200~300초간 과시효 처리하는 단계
   를 포함하는 것을 특징으로 하는 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
   
   <수학식 1>
   Ceq = C +Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
   
   <수학식 2>
   20 < (Si/Mn + 150B) / Sb < 50
   
5. 제 4항에 있어서,
   상기 연속소둔하는 단계는 770~830℃에서 수행하는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
   
6. 제 4항에 있어서,
   상기 냉각하는 단계는 650~700℃까지는 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각한 후, 5~20℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하여 350~450℃의 온도 범위에서 냉각을 종료하는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
   
7. 제 4항에 있어서,
   상기 과시효 처리하는 단계 후, 압하율 0.3~1.0%로 스킨패스압연하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.

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