KR20150039008A

KR20150039008A - 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20150039008A
Application number: KR20130117483A
Authority: KR
Inventors: 한상호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-10-01
Filing date: 2013-10-01
Publication date: 2015-04-09
Also published as: KR101518588B1

Abstract

본 발명은 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.14%, Mn: 0.8~1.8%, P: 0.04%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), N: 0.006~0.015%, Si: 0.5%이하(0은 제외), 산가용Al: 0.01~0.07%, Nb: 0.02~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 총 트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb)를 0.18%이하로 포함하며, 20nm이하의 크기를 갖는 탄화물이 ㎛²당 20개 이상 분포하고, 7㎛이하의 결정립 크기를 갖는 페라이트를 80면적%이상로 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 미세조직 중 미재결정된 압연조직이 5~10면적%인 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면, 합금원소의 다량 첨가 없이도 우수한 항복강도와 항복비를 확보할 수 있어 제조원가를 낮출 수 있고, 동시에 가공성 또한 우수한 강판을 제공할 수 있다.

Description

항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법{PRECIPITATION HARDENING STEEL SHEET HAVING EXCELLENT YIELD STRENGTH AND YIELD RATIO AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 박 슬라브 연속주조법을 이용하여 멤버류 등과 같은 자동차용 구조부재에 사용될 수 있는 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차의 충격 안정성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위하여 멤버(member), 빔(beam), 필라(pillar) 등의 구조 부재에는 석출강화형 고강도 강판이 널리 이용되고 있다. 석출강화형 고강도 강판은 자동차의 충돌에너지를 흡수하기 위하여 설계되기 때문에 인장강도 대비 항복강도가 높은 즉, 항복비(인장강도/항복강도)가 높은 것을 특징으로 하고 있다.

한편, 통상적으로 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화 및 변태강화 등이 있다. 하지만 고용강화 및 결정립 미세화 강화 방법은 인장강도 기준 500MPa급 이상의 고강도강을 제조하기가 매우 어렵고, 변태 강화 방법은 강도 확보 및 변태 조직 형성을 위해 다량의 합금 성분이 필요할 뿐만 아니라 그 하부조직이 베이나이트 혹은 마르텐사이트로 이루어져 있기 때문에 항복비가 낮아 자동차 충돌시 내충격성을 요구하는 부품에 적용하기 적절하지 못하다는 결점을 안고 있다.

반면, 석출강화형 고강도강은 주로 Nb, Ti, V 등과 같은 탄,질화물 형성원소의 첨가를 통한 석출 강화 효과 및 결정립 미세화 효과에 의해 강도를 향상시키는 강으로서, 낮은 제조 원가로도 고강도화를 쉽게 이룰 수 있다는 장점을 가지고 있다. 석출 강화 방법은 우선 강을 고온에서 용체화처리를 행한 다음 냉각 중에 미세한 석출물들을 다수 형성시켜 석출물 주변의 응력장에 의해 강화되는 현상을 이용하는 것이다.

이러한 석출강화형 고강도강의 대표적인 기술로는 특허문헌 1 내지 3이 있다. 특허문헌 1 및 2는 성형성과 인성이 뛰어난 Ti-B계 박강판을 제조하는 방법을 제안하고 있으며, 보다 상세하게는 C: 0.15~0.40%, Mn: 0.6~1.50%를 함유하여 시멘타이트의 석출을 최대한 억제하여 B 첨가에 의한 소입성을 향상시키는 기술을 제안하고 있다. 그러나, 상기 기술들은 강판을 성형 후 수중에 급냉시켜 강도와 인성을 확보하는 기술이어서 수중급냉설비가 추가로 도입되어야 하는 단점이 있으며, 상기 급냉시 형상뒤틀림이 발생하는 단점이 있다.

특허문헌 3은 석출물 형성원소인 Nb 또는 V를 이용하고, 열간압연 후 가속냉각에 의하여 강도를 상승시키는 기술을 제안하고 있다. 그러나, 상기 기술은 권취온도가 400℃이하로 설정되어 있어서 균일한 페라이트 조직을 형성하는 대신에 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직이 형성되어 항복비가 낮은 문제점을 가지고 있을 뿐만 아니라 고가의 Nb나 Sb를 다량 함유시켜야 하여 제조원가가 상승되는 단점이 있다.

한편, 특허문헌 4는 Nb, Mo를 첨가하여 항복강도가 750MPa이상인 석출경화형 냉연강판의 제조방법을 제시하고 있다. 그러나, 상기 기술은 Mn을 1.8%이상, Nb를 0.06%이상, Mo를 0.09%이상 첨가함으로써, 제조원가가 상승하고, 높은 열연강도로 인해 50%이상의 압하율로 냉간압연시 과부하 현상이 발생하는 문제점이 있다.

일본 공개특허공보 특개평04-221015호 일본 공개특허공보 특개평05-098357호 일본 공개특허공보 특개평04-221015호 한국 공개특허공보 제2006-0072701호

본 발명은 합금조성과 제조조건을 적절히 제어함으로써, 합금원소의 다량 첨가 없이도 우수한 항복강도 및 항복비를 갖는 석출강화형 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.14%, Mn: 0.8~1.8%, P: 0.04%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), N: 0.006~0.015%, Si: 0.5%이하(0은 제외), 산가용Al: 0.01~0.07%, Nb: 0.02~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 총 트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb)를 0.18%이하로 포함하며, 20nm이하의 크기를 갖는 탄화물이 ㎛²당 20개 이상 분포하고, 7㎛이하의 결정립 크기를 갖는 페라이트를 80면적%이상로 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 미세조직 중 미재결정된 압연조직이 5~10면적%인 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.14%, Mn: 0.8~1.8%, P: 0.04%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), N: 0.006~0.015%, Si: 0.5%이하(0은 제외), 산가용Al: 0.01~0.07%, Nb: 0.02~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 총 트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb)를 0.18%이하로 포함하는 용강을 4.5~8mpm의 주속으로 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 연속주조 후, 곧바로 상기 박 슬라브가 조압연기를 통과하도록 하고, 상기 조압연기 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 950~1100℃가 되도록 하여 조압연하여 금속 바(bar)를 얻는 단계; 상기 금속 바를 920~1150℃로 가열 또는 보열하는 단계; 상기 가열 또는 보열된 금속 바를 마무리 압연온도가 Ar3~Ar3+30℃가 되도록 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~680℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 35~65%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연강판을 760~820℃에서 연속소둔하는 단계를 포함하는 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따르면, 합금원소의 다량 첨가 없이도 우수한 항복강도와 항복비를 확보할 수 있어 제조원가를 낮출 수 있고, 동시에 가공성 또한 우수한 강판을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명을 설명한다.

먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 이하 설명되는 합금조성의 %는 중량%를 의미한다.

C: 0.04~0.14%

C는 석출물 형성 원소로서 매우 중요한 역할을 하며, 그 함량이 0.04%미만일 경우에는 충분한 석출 효과를 얻을 수 없어 충분한 강도 확보가 불가능할 뿐만 아니라 TiC 혹은 NbC탄화물이 조대화되어 항복비가 낮아지는 경향을 갖는다. 반면, 상기 C가 0.14%를 초과하는 경우에는 제강 연주 공정에서 주편 크랙 발생 가능성이 높아질 뿐만 아니라 열간압연 후 코일 권취시에 베이나이트 조직이 형성되어 열연판의 강도를 현저히 상승시켜 냉간압연 부하를 가져오므로, 상기 C의 함량은 0.04~0.14%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Mn: 0.8~1.8%

Mn은 고용강화 원소로 강도 상승에 기여할 뿐만 아니라 강중 S를 MnS로 석출시켜 열간압연시 S에 의한 판파단 발생 및 고온취화를 억제시키는 중요한 역할을 한다. 상기 Mn의 함량이 0.8% 미만일 경우에는 항복강도를 확보하기 위한 고용강화 효과가 적어 목표로 하는 강도 확보가 곤란하고, 1.8%를 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도는 확보할 수 있으나 연신율의 급격한 감소를 가져오므로, 상기 Mn의 함량은 0.8~1.8%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

P: 0.04%이하(0은 제외)

P는 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도 확보에 가장 유리한 원소이지만 0.04%를 초과하는 경우에는 취성파괴 발생 가능성을 현저히 높여 열간압연 도중 슬라브의 판파단의 발생가능성이 증가될 뿐 아니라, 도금 표면 특성을 저해할 수 있으므로, 상기 P의 함량은 0.04%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

S: 0.01%이하(0은 제외)

S는 통상 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는데, 우수한 용접성을 확보하기 위하여 상기 S의 함량은 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 그 상한을 0.01%로 제어한다.

N: 0.006~0.015%

N는 C과 동일한 현상을 나타내는 원소로서, 박 슬라브 연속주조법(이하, '하이밀'이라고도 함)을 이용하여 강판을 제조하는 경우 고용강화를 매우 향상시키는 역할을 한다. 상기 N이 0.006%미만일 경우에는 고용강화효과가 적을 뿐만 아니라 TiN석출효과도 없어 강도확보에 부적합하고, 0.015%를 초과하는 경우에는 과잉의 고용 N이 연주시 크랙발생을 유발하므로, 상기 N의 함량은 0.006~0.015%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Si: 0.5%이하(0은 제외)

Si는 본 발명 강판 제조에 이용되는 스크랩에 포함되는 원소로서, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않는다. 다만, 0.5%를 초과하는 경우에는 도금 표면 특성에 매우 불리하기 때문에, 그 함량을 0.5%이하로 관리하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Si는 강도 확보에 유리한 원소이므로, 본 발명에서는 0.02%이상 함유하는 것이 바람직하다.

산가용Al: 0.01~0.07%

산가용 Al은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해서 첨가되는 원소이다. 상기 산가용 Al이 0.01% 미만일 경우에는 통상의 안정된 상태로 킬드(killed)강을 제조할 수 없고, 그 함량이 0.07wt%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과로 강도 상승에는 유리하지만 제강 연주 조업시 개재물 과다 형성으로 인한 도금 강판 표면 불량 발생 가능성이 높아질 뿐만 아니라 제조 원가 상승을 가져 오므로, 상기 산가용 Al의 함량은 0.01~0.07%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Nb: 0.02~0.07%

Nb는 열간압연중 고용 C와 작용하여 NbC를 석출시켜 강도 상승에 중요한 역할을 하는 원소이다. 상기 Nb의 함량이 0.02%미만일 경우에는 강도 확보를 위한 미세 석출물들이 충분히 석출되지 못하여 얻고자 하는 강도를 확보할 수 없고, 그 함량이 0.07%를 초과하는 경우에는 압연시 압연부하로 판파단 발생 경향이 높으므로, 상기 Nb의 함량은 0.02~0.07%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

총 트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18%이하

트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb)는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 일종의 불순물 원소이나 강도상승효과가 매우 높아 적정 수준의 함량은 바람직한 효과를 발현한다. 다만, 상기 트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb)의 함량이 0.18%를 초과하게 되면 박 슬라브 연주 주편의 표면크랙을 유발하는 원인이 되므로, 상기 트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb)의 함량은 0.18%이하로 제어하는 것이 바람직하나,

본 발명의 합금조성은 전술한 성분 이외에 Fe 및 제조공정상 불가피하게 함유되는 불순물을 함유한다. 또한, 전술한 합금조성만으로도 바람직한 효과를 확보할 수 있으나, 강도 향상 등의 효과를 위해서 Ti: 0.01~0.1% 및 B: 0.002%이하(0은 제외) 중 1종 혹은 2종을 추가로 포함할 수 있다.

Ti: 0.01~0.1%

Ti는 Nb와 함께 석출 효과를 나타내는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만일 경우에는 충분한 석출 효과가 없고 0.1%를 초과하는 경우에는 재결정 온도를 급격히 상승시킬 뿐만 아니라 제강/연주 공정에서의 제조 원가 상승 효과를 야기하므로, 상기 Ti의 함량은 0.01~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

B: 0.002%이하(0은 제외)

B는 결정립계 미세화에 매우 유리한 원소이나, 그 함량이 0.002%를 초과하는 경우에는 원가상승과 압연 부하를 유발하므로, 상기 B의 함량은 0.002%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

본 발명이 제안하는 강판은 20nm이하의 크기를 갖는 탄화물이 ㎛²당 20개 이상 분포하는 것이 바람직하다. 미세 탄화물은 강도 기여에 매우 효과적이며, 상기 효과를 위해 본 발명에서는 상기 탄화물 크기의 상한을 20nm로 관리한다. 또한, 상기 탄화물은 석출강화 효과를 최대한 발휘하기 위하여, ㎛²당 20개 이상 분포하는 것이 바람직하다. 상기 탄화물 개수는 많을수록 석출강화 효과 확보에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 탄화물의 개수의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 첨가되는 합금원소의 함량이나 공정의 불가피성으로 인해 상기 탄화물 수는 2000개를 초과하기 곤란하다. 더욱이, 이와 같이 너무 많은 탄화물이 석출될 경우에는 오히려 석출물이 조대화되어 강도상승에 불리하게 작용하는 단점이 있을 수 있다. 한편, 상기 탄화물은 Nb계 혹은 Ti계 중 1종 이상일 수 있다.

또한, 본 발명의 강판은 페라이트 단상 조직을 갖는 것이 바람직한데, 이 때 상기 페라이트 중 80면적%이상이 7㎛이하의 결정립 크기를 갖는 것이 바람직하며, 이를 통해, 높은 항복강도와 고항복비를 달성할 수 있다. 만일, 상기 페라이트 중 결정립 크기가 7㎛를 초과하는 것이 20면적%를 초과하는 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 강도와 항복비를 달성하기 곤란할 수 있다.

또한, 본 발명의 강판은 상기 미세조직 중 미재결정된 압연조직이 5~10면적%인 것이 바람직하다. 상기 미재결정된 압연조직이 5면적%이하일 경우에는 강의 재결정이 완전하게 이루어져 강도 향상 효과가 저감될 수 있고, 10면적%를 초과하는 경우에는 과잉의 미재결정으로 인해 연신율이 급격히 저하될 우려가 있으므로, 상기 미재결정된 압연조직은 5~10면적%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강판은 500MPa이상의 우수한 항복강도와 0.8이상 고항복비를 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.

우선, 전술한 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 4.5~8mpm(m/min)의 주속으로 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 하이밀로 생산되는 강은 강 중 C, Mn, Si 등 강도확보를 목적으로 첨가되는 원소들이 연질제품에 비하여 많기 때문에 주조속도가 느릴수록 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며 상기 원소의 편석이 발생하면 강도확보가 어려울 뿐만 아니라 재질편차가 발생할 위험성이 크기 때문에 상기 주조속도는 4.5mpm이상인 것이 바람직하다. 다만, 8mpm을 초과하는 경우에는 설비능력의 한계와 고속 압연으로 인한 판파단의 발생 우려가 있으므로, 상기 주조속도는 4.5~8mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명은 하이밀 즉, 박 슬라브 연속주조법을 이용하는 것을 특징으로 하는데, 이러한 박 슬라브 연속주조법에 의해 얻어지는 박 슬라브는 30~150mm의 두께를 가질 수 있다.

상기 연속주조 후에는 곧바로 상기 박 슬라브가 조압연기를 통과하도록 하고, 상기 조압연기 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 950~1100℃가 되도록 하여 조압연하여 금속 바(bar)를 얻는다. 상기 박 슬라브의 표면온도가 950℃미만일 경우에는 조압연시 압연하중이 크게 증가할 뿐만 아니라 에지크랙이 발생할 위험이 증가하고, 1100℃를 초과하는 경우에는 산수형 스케일이 발생할 위험이 있으므로, 상기 박 슬라브의 표면온도는 950~1100℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 언급한 산수형 스케일은 표면 직하에 미제거된 Fe산화물로서, 강판 표면에 결함을 발생시키는 스케일을 의미한다. 한편, 상기 조압연기는 2~4 스탠드 압연기일 수 있다.

또한, 상기 조압연시 누적압하율은 65~90%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 조압연시 압하율 제어는 본 발명이 목표로 하는 재질이 균일한 제품을 얻도록 하는데 중요한 역할을 한다. 즉, 상기 조압연시 압하율이 높을수록 바(bar)의 폭방향 및 두께방향의 온도구배가 작아지므로 균일한 재질을 얻는데 매우 유효하다. 다만, 상기 누적압하율이 65%미만일 경우에는 상기 효과가 충분하지 않을 수 있으며, 90%를 초과하는 경우에는 압연변형 저항이 크게 증가하여 비용이 상당히 상승할 수 있으므로, 상기 누적압하율은 65~90%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

이후, 상기와 같이 얻어지는 금속 바를 920~1150℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다. 이는 이후 공정인 마무리 압연을 행하기 위해 상기 금속 바에 적당한 온도를 부여하기 위한 것이며, 인덕션 히터 등의 가열장치를 이용할 수 있다. 상기 가열 또는 보열 온도가 920℃미만일 경우에는 압연변형 저항이 크게 증가할 수 있고, 1150℃를 초과하는 경우에는 에너지 비용의 상승과 함께 스케일 결함이 문제가 될 수 있기 때문에, 상기 가열 또는 보열 온도는 920~1150℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

이어서, 상기 가열 또는 보열된 금속 바를 마무리 압연온도가 Ar3~Ar3+30℃℃가 되도록 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연온도가 Ar3미만일 경우에는 길게 연신된 미세조직이 발생되어 연신율이 감소될 수 있으며, Ar3+30℃를 초과하는 경우에는 조직의 불균일성으로 인해 재질편차가 발생하는 문제가 있으므로, 상기 마무리 압연온도는 Ar3~Ar3+30℃℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

상기 마무리 압연시에는 한 스트립내 압연속도차가 15%이하인 것이 바람직하다. 압연속도차가 클 경우 마무리 압연시 변형속도의 차이를 발생시켜 재질이방성이 높아지게 되고, 이로 인해 형상이 불량해질 수 있다. 즉, 압연속도가 달라지면 런아웃테이블 상에서의 균일한 냉각속도와 목표 권취온도를 얻기가 어려워 결국 재질 편차가 크게 발생하는 원인이 될 수 있으므로, 상기 압연속도차는 15%인 것이 바람직하다. 여기서, 상기 한 스트립이란 권취 코일 1매에 해당하는 길이를 의미한다.

상기와 같이 얻어지는 열연강판을 550~680℃에서 권취한다. 미세 석출물을 통한 강도 향상 효과를 극대화하기 위해서는 저온권취가 바람직하지만, 과도하게 낮을 경우에는 형상이 불량해질 수 있고, 과도하게 높을 경우에는 석출물이 조대화되는 단점이 있으므로, 상기 권취온도는 550~680℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

이후, 상기 권취된 열연강판을 35~65%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연시 압하율은 높을 수록 재결정이 조기에 완료되어 본 발명이 얻고자 하는 적정 수준의 미재결정 압연조직을 얻을 수 없어 목표강도를 확보하기 어려우며, 냉간압연 부하도 높아 판파단 발생경향이 높아질 수 있으므로, 상기 압하율은 65%이하인 것이 바람직하다. 다만, 35%미만인 경우에는 통상적인 냉연 압하율의 하한 범위를 벗어나는 것이므로, 작업성이 매우 열악해지고, 재결정완료온도도 매우 높아지게 되므로, 상기 압하율은 35~65%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

이어서, 본 발명에서 얻고자 하는 조직의 제어를 위해, 상기와 같이 얻어진 냉연강판을 760~820℃에서 연속소둔하는 것이 바람직하다. 상기 소둔온도가 760℃미만일 경우에는 재결정율이 낮아 연신율의 저하가 우려되고, 820℃를 초과하는 경우에는 석출물이 조대화지고, 결정립 성장이 이루어져 목표로 하는 강도확보가 불가하므로, 상기 소둔온도는 760~820℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

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

(실시예)

하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 주조하여 박 슬라브를 얻은 뒤, 고, 이 박 슬라브를 하기 표 2에 기재된 조건으로 조압연하여 금속 바를 얻었다. 상기 금속 바를 1150℃로 가열한 후, 하기 표 2의 조건으로 열간압연 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 제조된 냉연강판에 대하여 탄화물 분포, 미세조직 및 기계적 물성 등을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

구분	합금조성(중량%)
구분	C	Mn	P	S	N	Si	Sol.Al	Nb	Ti	B	Cu	Ni	Sn	Pb
발명강1	0.042	1.7	0.035	0.006	0.009	0.15	0.035	0.06	0.03	-	0.05	0.03	0.03	0.01
발명강2	0.063	1.3	0.026	0.007	0.011	0.2	0.032	0.052	0.025	-	0.04	0.03	0.02	0.01
발명강3	0.085	1.1	0.03	0.0065	0.014	0.18	0.025	0.048	-	0.0015	0.051	0.03	0.03	0.01
발명강4	0.112	0.9	0.031	0.007	0.009	0.2	0.031	0.061	-	0.0018	0.035	0.03	0.02	0.01
발명강5	0.138	0.8	0.036	0.006	0.012	0.21	0.036	0.038	-	-	0.051	0.02	0.03	0.01
비교강1	0.085	0.5	0.028	0.005	0.18	0.18	0.035	-	-	-	-	-	-	-

구분	강종No.	슬라브 두께 (mm)	주조 속도 (mpm)	슬라브 표면온도 (℃)	누적 압하율 (%)	마무리 압연온도 (℃)	압연 속도차 (%)	냉간 압하율 (%)	권취 온도 (℃)	소둔 온도 (℃)
발명예1	발명강1	84	6.0	1010	70	911	5	48	580	780
비교예1	발명강1	84	6.0	1005	72	905	5	47	575	840
발명예2	발명강1	84	6.0	1012	71	906	5	50	580	800
비교예2	발명강1	84	6.0	1008	68	902	5	51	700	800
발명예3	발명강2	84	6.0	1006	75	896	5	50	600	800
비교예3	발명강2	84	6.0	1011	73	897	5	50	700	800
비교예4	발명강2	84	6.0	1013	78	886	5	32	600	820
발명예4	발명강2	84	6.0	1015	77	889	5	60	630	800
발명예5	발명강3	84	6.0	1012	76	896	5	62	630	800
비교예5	발명강3	84	2.5	1009	75	895	5	59	630	800
발명예6	발명강3	84	6.0	1021	79	894	55	61	630	800
발명예7	발명강4	84	6.0	1013	73	886	5	61	580	800
발명예8	발명강5	84	6.0	1014	72	876	5	62	580	800
비교예6	비교강1	230	1.0	1011	70	901	30	58	580	780

구분	탄화물 분포 (개/㎛²)	결정립 크기가 7㎛이하인 페라이트 분율(면적%)	항복강도 (YS) (MPa)	인장강도 (TS) (MPa)	항복비 (TS/YS)	연신율 (%)	미재결정 압연조직 분율 (면적%)
발명예1	23	82	523	595	0.88	28	7
비교예1	17	65	460	680	0.68	21	0
발명예2	25	85	538	601	0.90	27	6
비교예2	13	68	486	676	0.72	24	6
발명예3	26	83	536	615	0.87	28	7
비교예3	15	81	562	756	0.74	16	6
비교예4	19	82	480	675	0.71	18	7
발명예4	23	86	526	602	0.87	23	7
발명예5	24	83	515	603	0.85	24	8
비교예5	18	75	468	625	0.75	18	6
발명예6	23	83	516	602	0.86	23	7
발명예7	22	85	526	611	0.86	22	7
발명예8	24	85	520	615	0.85	24	7
비교예6	10	70	380	498	0.76	10	0

상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 8의 경우에는 탄화물이 ㎛²당 20개 이상으로 다량 분포하고, 결정립 크기가 7㎛이하인 페라이트 분율이 80면적%일 뿐만 아니라 5~10면적%의 미재결정 압연조직 분율을 가짐으로써 우수한 인장강도와 500MPa이상의 뛰어난 항복강도를 확보하고 있을 뿐만 아니라, 0.80이상의 높은 항복비를 확보하고 있음을 알 수 있다.

그러나, 비교예 1 내지 5의 경우에는 본 발명의 합금조성을 만족하기는 하나, 본 발명이 제안하는 소둔온도, 권취온도, 냉간압하율, 주조속도 등을 만족하지 않아 탄화물이 적게 분포할 뿐만 아니라, 결정립 성장이 일어나고, 혹은 미재결정 압연조직이 형성되지 않아 본 발명이 목표로 하는 항복강도와 항복비를 확보하고 있지 못하고 있음을 알 수 있다.

비교예 6의 경우에는 본 발명의 합금조성과 제조조건을 모두 만족하지 못하여 항복강도와 항복비 모두 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.04~0.14%, Mn: 0.8~1.8%, P: 0.04%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), N: 0.006~0.015%, Si: 0.5%이하(0은 제외), 산가용Al: 0.01~0.07%, Nb: 0.02~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
총 트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb)를 0.18%이하로 포함하며,
20nm이하의 크기를 갖는 탄화물이 ㎛²당 20개 이상 분포하고,
7㎛이하의 결정립 크기를 갖는 페라이트를 80면적%이상로 포함하는 미세조직을 가지며,
상기 미세조직 중 미재결정된 압연조직이 5~10면적%인 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 Ti: 0.01~0.1% 및 B: 0.002%이하(0은 제외) 중 1종 혹은 2종을 추가로 포함하는 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 항복강도가 500MPa이상이고, 항복비가 0.8이상인 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판.
중량%로, C: 0.04~0.14%, Mn: 0.8~1.8%, P: 0.04%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), N: 0.006~0.015%, Si: 0.5%이하(0은 제외), 산가용Al: 0.01~0.07%, Nb: 0.02~0.07%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 총 트램프 원소(Cu+Ni+Sn+Pb)를 0.18%이하로 포함하는 용강을 4.5~8mpm의 주속으로 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
상기 연속주조 후, 곧바로 상기 박 슬라브가 조압연기를 통과하도록 하고, 상기 조압연기 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 950~1100℃가 되도록 하여 조압연하여 금속 바(bar)를 얻는 단계;
상기 금속 바를 920~1150℃로 가열 또는 보열하는 단계;
상기 가열 또는 보열된 금속 바를 마무리 압연온도가 Ar3~Ar3+30℃가 되도록 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 550~680℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 35~65%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
상기 냉연강판을 760~820℃에서 연속소둔하는 단계를 포함하는 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 용강은 Ti: 0.01~0.1% 및 B: 0.002%이하(0은 제외) 중 1종 혹은 2종을 추가로 포함하는 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 박 슬라브는 30~150mm의 두께를 갖는 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 조압연시 누적압하율은 65~90%인 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 마무리 압연시 한 스트립 내 압연속도차는 15%이하인 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판의 제조방법.