KR20150142791A - 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명의 일 실시예에 따른 냉연강판은 강판의 조성 및 그 제조방법을 적절히 제어함으로써, 형상품질, 충격특성 및 용접성이 우수한 항복강도 1000MPa 이상이며 인장강도 1300MPa 이상이고 항복비가 0.77이상인 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN SHAPE FREEZABILITY, AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 범퍼 빔(bumper beam), 사이드 실(side sill), 멤버(Member), 시트레일(Seat rail), 필러(Pillar) 등 자동차용 구조 부재에 사용될 수 있는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 강판은 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다. 특히, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(Member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다.

또한, 정면충돌특성을 고려한 범퍼 빔(bumper beam) 부품 또는 측면충돌에 유리한 사이드 실(side sill) 부품의 초고강도화가 진행되고 있으며, 상기 부품은 인장강도에 대한 항복강도값이 높을수록 즉, 항복비(항복강도/인장강도)가 높을수록 충격저항성이 뛰어난 특징을 가지고 있다.

일반적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 그러나, 상기 방법 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어렵다는 단점이 있다.

한편, 석출강화형 강판은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 강판이다.

석출강화형 강판은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점을 가지고 있다.

그러나, 석출강화형 강판은 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 되므로, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.

한편, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 혹은 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등이 개발되어 왔다.

그러나, 이러한 변태강화형 고강도강에서 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다. 또한 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용은 고온에서 성형후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의하여 최종 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다 및 열처리 및 공정비용이 높아서 적용확대가 크지 않다.

최근에는 충돌시 승객의 안정성을 보다 향상시키고자 차량에 있어서 정면충돌특성을 고려한 범퍼 빔(bumper beam) 부품 또는 측면충돌에 유리한 사이드 실(side sill) 부품의 초고강도화가 진행되고 있다. 이러한 부품은 주로 기존의 프레스포밍 공법이 아닌 롤포밍 공법을 이용하여 제조하고 있다. 롤포밍 공법은 일반 프레스 성형 및 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)에 비하여 생산성이 높으며, 다단 롤포밍을 통하여 복잡한 형상을 제작하는 방법인데 통상 연신율이 낮은 초고강도 소재의 부품 성형에의 적용이 확대되고 있다. 롤포밍용으로 개발되는 초고강도강은 주로 수냉각 설비를 갖춘 연속소둔로에서 제조되며, 미세조직은 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 나타낸다. 그러나, 수냉각 설비를 갖춘 연속소둔로에서 제조된 롤포밍용 초고강도강은 수냉각시 폭방향, 길이방향 온도편차로 인하여 형상품질이 열위하여 롤포밍 적용시 작업성 열화 및 위치별 재질 편차 등을 나타내는 단점이 있다.

롤포밍용으로 개발되는 초고강도강의 대표기술로는 하기 특허문헌 1이 있다. 이러한 특허는 탄소 0.18%이상의 강재를 연속소둔 후 상온까지 수냉 후 120~300℃의 온도로 1~15분간의 과시효 처리를 실시하여, 마르텐사이트 체적율이 80~97% 이상이고 인장강도 1500MPa이상의 강재를 개발하는 것이다. 이와 같이 수냉 후 템퍼링방식에 의한 초고강도강을 제조할 경우 항복비는 매우 높으나 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상품질이 열화하는 문제가 발생한다. 따라서 롤포밍 가공시 부위에 따른 재질불량, 작업성 저하 등의 문제가 발생한다.

또한, 하기 특허문헌 2의 경우에는 템퍼링 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻으며 연속소둔 후의 판형상도 뛰어난 냉연강판의 제조방법을 제공하는데 탄소가 0.2% 이상으로 높아서 용접성의 열위와 Si다량 함유에 기인한 로내 덴트 유발 가능성이 우려된다.

특허문헌 1: 일본 공개특허공보 제1990-418479호 특허문헌 2: 일본 등록특허공보 제2010-90432호

본 발명의 일 측면은, 강판의 조성 및 그 제조방법을 적절히 제어함으로써, 목적하는 강판의 미세조직 및 마르텐사이트 패킷 사이즈를 확보하여 형상품질, 충격특성, 용접성 및 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 본 발명의 기술분야의 통상의 기술자라면 본 발명 명세서와 도면에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면에 따른 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Mn: 2.5~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, Cr: 0.5~1.0%, B:0.0010~0.0050%, N: 0.01% 이하(0은 제외), Ti: 0.01-0.05%, Nb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 90면적% 이상 포함한다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면인 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Mn: 2.5~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, Cr: 0.5~1.0%, B:0.0010~0.0050%, N: 0.01% 이하(0은 제외), Ti: 0.01-0.05%, Nb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 소둔온도 770℃~830℃에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔된 냉연강판을 1~10℃/초의 냉각속도로 650~700℃까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 5~20℃/초의 냉각속도로 250~340℃까지 2차 냉각하여 과시효처리하는 단계; 를 포함하고, 하기 관계식 1의 조건을 만족한다.

C 및 Cr의 함량에 따라 소둔온도(SS) 및 2차 냉각종료온도(RCS)를 적절히 제어하여 하기 관계식 1을 만족하도록 한다. 다만, 소둔온도는 770~830℃의 범위에서 제어되어야 하며, 2차 냉각종료온도(RCS)는 250~340℃의 범위에서 제어되어야 한다.

[관계식 1] 9.9 ≤ 3.7*C+2.18*Cr+0.015*SS-0.013*RCS ≤ 12.1

(단, 상기 식 1에서 C 및 Cr은 각각 해당원소의 함량(중량%)이고, SS는 소둔온도(℃)이며, RCS는 2차 냉각종료온도(℃)임.)

덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 강판의 조성 및 그 제조방법을 적절히 제어함으로써, 형상품질, 충격특성, 용접성 및 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

본 발명에 일 측면에 따른 냉연강판은 인장강도 1300MPa이상이고, 항복비 0.77이상이며, 연신율 6%이상으로, 범퍼 빔(bumper beam) 부품, 사이드 실(side sill) 부품, 시트레일(Seat rail), 필러(Pillar) 등 자동차용 구조 부재에 바람직하게 적용될 수 있다.

도 1은 본 발명의 발명강 1의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 2는 비교강 1의 미세조직을 나타낸 것이다.

이하, 본 발명의 일 실시예를 첨부한 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 본 발명의 실시형태는 여러 가지의 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로만 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 일 실시예에 따른 냉연강판은 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Mn: 2.5~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, Cr: 0.5~1.0%, B:0.0010~0.0050%, N: 0.01% 이하(0은 제외), Ti: 0.01~0.05%, Nb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

상기와 같이 열연강판의 성분범위를 제어하는 이유는 다음과 같다. 이하, 특별히 제한하지 않은 경우에는 각 원소의 함량은 중량%를 기준으로 한다는 점에 유의할 필요가 있다.

C: 0.12~0.17%

탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 탄소는 고강도화를 도모하고 변태조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 탄소함량이 증가하게 되면 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 하지만 탄소함량이 과다하면 용접성이 열위하여 용접결함이 발생한다. 또한, 탄소함량이 너무 적은 경우에는 강도를 저하시켜 목표하는 강도 확보가 어렵다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 탄소함량은 0.12~0.17% 로 포함되는 것이 바람직하다.

Si: 0.3% 이하(0은 제외)

실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트 중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시켜 마르텐사이트의 강도상승에 방해를 준다. 또한, 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐 만 아니라 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 가능한 첨가를 제한하는게 바람직하다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 Si함량은 0.3% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.

Mn: 2.5~3.0%

망간(Mn)은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이며 동시에 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 하지만, Mn함량이 과다하면 용접성, 열간압연성 등이 열위해질 수 있다. 또한, Mn함량이 너무 적은 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어렵다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 Mn함량은 2.5~3.0% 로 포함되는 것이 바람직하다.

P: 0.001~0.10%

인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역활을 한다. 하지만, P함량이 과다하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생할 수 있다. 또한, P함량이 너무 적은 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어렵다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 P함량은 0.001~0.10% 로 포함되는 것이 바람직하다.

S: 0.010% 이하

황(S)은 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. S함량이 과다하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 S함량은 0.010% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.

Sol.Al: 0.01~0.10%

가용 알루미늄(Sol.Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 하지만, Sol.Al함량이 과다하면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라, 제조비용이 증가한다. 또한, Sol.Al함량이 너무 적은 경우에는 경화능을 향상시키는 효과를 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 Sol.Al함량은 0.01~0.10% 로 포함되는 것이 바람직하다.

Cr: 0.5~1.0%

크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 저온 변태상인 마르텐사이트를 형성하는데 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. Cr함량이 너무 적은 경우에는 상기 효과를 확보하기 어렵다. 그러나, Cr함량이 과다하면 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 불리하다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 Cr함량은 0.5~1.0% 로 포함되는 것이 바람직하다.

B: 0.0010~0.0050%

강중 보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 마르텐사이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가되었다. B함량이 너무 적은 경우에는 상기의 효과를 확보하기 어렵다. 그러나, B함량이 과다하면 합금철 과다에 따른 원가 열화가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 B함량은 0.0010 ~0.0050% 로 포함되는 것이 바람직하다.

N: 0.01% 이하(0은 제외)

질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이다. 그러나, N함량이 과다하면 AlN형성 등을 통하여 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가된다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 N함량은 0.01% 이하(0은 제외)로 포함되는 것이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.05% 및 Nb: 0.01~0.05%

티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb) 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. Ti 및 Nb의 함량이 너무 적은 경우에는 상기 효과를 확보하기 어렵다. 그러나, Ti 및 Nb의 함량이 과다하면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성이 크게 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면 Ti 및 Nb의 함량은 각각 0.01~0.05%로 포함되는 것이 바람직하다.

본 발명은 상기한 성분 이외에 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.

또한 본 발명의 일 측면에 따라서, 냉연강판의 미세조직은 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 90면적% 이상 포함할 수 있다.

만일, 냉연강판의 미세조직에서 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합이 90면적% 미만일 경우, 본 발명의 높은 항복비를 나타내기 어렵다.

또한 본 발명의 일 측면에 따라서, 상기 미세조직은 페라이트 및 베이나이트 중 하나 이상을 그 합계 분율로 10면적%이하 포함하는 것이 바람직하다.

만일, 페라이트 및 베이나이트 중 하나 이상을 그 합계 분율로 10면적%를 초과하여 포함하는 경우에는 항복강도가 낮아져서 본 발명의 항복강도 및 항복비를 나타내기 어렵다.

또한, 본 발명의 일 측면에 따라서, 냉연강판의 미세조직에서 마르텐사이트 패킷(packet)사이즈는 1.5μm이하일 수 있다.

마르텐사이트 패킷(packet)이란, 강이 마르텐사이트로 변태할때　서로 유사한 결정방위를 가지는 영역이 서로 모여 동일한 방향으로 변태가 진행되는　특정 영역을 의미한다.

마르텐사이트 패킷(packet)사이즈가 증가하면, 항복강도가 낮아지며 항복비도 감소하게 된다. 따라서, 마르텐사이트 패킷(packet)사이즈는 1.5μm 이하인 것이 바람직하다.

이때, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉연강판은 항복강도가 1000MPa이상이고, 항복비가 0.77이상이며 인장강도 1300MPa 이상일 수 있다.

이때, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉연강판은 연신율이 6% 이상일 수 있다.

이하에서는, 상술한 냉연강판을 제조하기 위한 바람직한 일 예로서, 본 발명의 다른 일 측면인 형상품질, 충격특성, 용접성 및 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 다른 일측면인 형상품질, 충격특성, 용접성 및 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Mn: 2.5~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, Cr: 0.5~1.0%, B:0.0010~0.0050%, N: 0.01% 이하(0은 제외), Ti: 0.01-0.05%, Nb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 소둔온도 770℃~830℃에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔된 냉연강판을 1~10℃/초의 냉각속도로 650~700℃까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 5~20℃/초의 냉각속도로 250~340℃까지 2차 냉각하여 과시효처리하는 단계; 를 포함하고, 하기 관계식 1의 조건을 만족한다.

C 및 Cr의 함량에 따라 소둔온도(SS) 및 2차 냉각종료온도(RCS)를 적절히 조절하여 하기 관계식 1을 만족하도록 한다. 다만, 소둔온도는 770~830℃의 범위에서 제어되어야 하며, 2차 냉각종료온도(RCS)는 250~340℃의 범위에서 조절되어야 한다.

[관계식 1] 9.9 ≤ 3.7*C+2.18*Cr+0.015*SS-0.013*RCS ≤ 12.1

(단, 상기 식 1에서 C 및 Cr은 각각 해당원소의 함량(중량%)이고, SS는 소둔온도(℃)이며, RCS는 2차 냉각종료온도(℃)임.)

본 발명자들은 형상동결성, 형상품질 및 충격특성이 우수한 고강도 강판을 얻기 위하여 깊이 연구한 결과, 그 제조방법에 있어서 C함량, Cr함량, 소둔온도 및 2차 냉각종료온도가 중요한 역할을 함을 알아냈으며, 특히, 상기와 같이 관계식 1을 만족할 경우 항복비 0.77 이상, 항복강도 1000MPa 이상을 확보할 수 있음을 알아냈다.

상기 관계식 1은 탄소와 Cr의 함량이 본 발명에서 제시하는 성분범위를 만족하는 조건에서 소둔온도를 770~830℃, 2차 냉각종료온도를 300~450℃의 온도범위로 관리하면서, 동시에 관계식 1과 같은 소둔온도와 2차 냉각종료온도의 상관식을 이용하여 소둔온도와 2차 냉각종료온도를 조절한다. 이러한 조건을 만족하기 못하면 항복강도가 낮아 본 발명강에서 제시하는 항복비 0.77이상을 만족하지 못한다.

이하에서는, 형상품질, 충격특성, 용접성 및 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법의 각 단계에 대하여 상세히 설명한다.

열연강판을 얻는 단계

중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Mn: 2.5~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, Cr: 0.5~1.0%, B:0.0010~0.0050%, N: 0.01% 이하(0은 제외), Ti: 0.01-0.05%, Nb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열한 후, 열간압연하여 열연강판을 얻는다.

이때, 마무리 압연시 출구측 온도는 800~950℃일 수 있다. 상기 마무리 압연시 출구측 온도가 800℃ 미만인 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 있으며, 또한 열연 코일의 상부(top), 하부(tail) 및 엣지부(edge) 가 단상 영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화되는 문제가 있다. 반면, 950℃를 초과하는 경우에는 열연강판 표면에 두꺼운 산화 스케일이 발생할 우려가 있을 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화 될 우려가 있다.

권취하는 단계

이후, 상기 열연강판을 500~750℃에서 권취할 수 있다. 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 급격한 강도 상승을 초래하여, 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일의 증가로 산세성이 열화되는 문제가 생긴다.

냉연강판을 얻는 단계

이후, 상기 권취된 열연강판을 40~70% 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻을 수 있다. 압하율이 40%미만인 경우는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정이 매우 어렵다. 반면, 압하율이 70%를 초과하면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다.

연속소둔하는 단계

이후, 상기 냉연강판을 소둔온도 770℃~830℃에서 연속소둔 할 수 있다. 이때, 소둔온도는 관계식 1을 만족하는 범위여야 한다. 소둔온도가 상기의 관계식 1을 만족하더라도 소둔온도가 770℃ 미만인 경우 페라이트가 다량으로 생성되어 항복강도가 낮아지기 때문에 항복비 0.77이상의 고항복비를 가지는 강재를 제조할 수 없으며, 소둔온도가 830℃를 초과하는 경우에는 고온소둔에 따른 오스트나이트 결정립크기 증가로 냉각시 생산되는 마르텐사이트 패킷(packet)사이즈가 증가하여 인장강도가 감소하게 되어 본 발명에서 제시하는 인장강도 값을 만족하지 못한다.

냉각하는 단계

이후, 상기 연속소둔된 냉연강판을 1~10℃/초의 냉각속도로 650~700℃까지 1차 냉각할 수 있다. 상기 1차 냉각 단계는 페라이트 변태를 억제하여 대부분의 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태시키기 위함이다.

이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 5~20℃/초의 냉각속도로 250~340℃까지 2차 냉각하여 과시효 처리할 수 있다. 이때, 고항복비인 초고강도 강판을 제조하기 위해서는 템퍼드 마르텐싸이트(Tempered Martensite) 상을 높이는 것이 바람직하기 때문에, 템퍼드 마르텐싸이트는 소둔 후 냉각에 의해 형성된 마르텐사이트를 템퍼링시킴으로써 형성이 가능하다.

또한, 상기 2차 냉각 종료온도는 코일의 폭방향, 길이방향의 형상품질을 우수하게 하기 위함이며, 더불어 높은 항복강도를 확보하기 위한 매우 중요한 온도조건이다.

2차 냉각 종료온도가 250℃ 미만인 경우는 과시효 처리하는 동안에 마르텐사이트 내 탄소의 집적도가 매우 증가하여 마르텐사이트 강도의 과도한 증가로 항복강도, 인장강도가 동시에 증가하고 연성이 매우 열화한다. 특히 급냉에 따른 형상열화가 발생하여 롤포밍 가공시 작업성열화 등이 발생할 수 있다. 또한

반면, 340℃를 초과하게 되면 소둔시 생성된 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 못하고 고온변태상인 베이나이트(bainite), 그래뉼라 베이나이트(granular bainite) 등이 생성되어 항복강도가 급격히 열화되는 문제가 발생한다. 이러한 조직의 발생은 항복비의 저하를 수반하여 본 발명에서 제시하는 형상동결성이 우수한 초고강도 열연강판을 제조할 수 없다.

이때, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 1차 및 2차 냉각단계는 미스트 냉각방식(mist cooling)으로 행할 수 있다.

미스트 냉각방식이란 물을 질소와 같은 가스로 분사시켜 물방울형태로 분사시켜 강판을 냉각시키는 방식이다.

수냉 후 템퍼링방식에 의한 초고강도강을 제조할 경우 항복비는 매우 높으나 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상품질이 열화하는 문제가 발생한다. 따라서 롤포밍 가공시 부위에 따른 재질불량, 작업성 저하 등의 문제가 발생한다.

본 발명은 수냉 방식이 아닌 미스트 냉각방식으로 냉각하기 때문에 상대적으로 냉각속도가 낮아 수냉처리재에 비해 코일의 폭방향, 길이방향의 형상품질을 우수하게 할 수 있다.

한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상술한 방법에 따라 제조된 냉연강판에 대하여 0.1~1.0%의 압하율로 스킨패스 압연을 추가로 실시할 수 있다. 이는 강판의 형상 제어를 위함이다. 통상 변태조직강을 스킨패스 압연하는 경우 인장강도의 증가는 거의 없이 적어도 50MPa이상의 항복강도 상승이 일어난다. 연신율이 0.1%미만이면 본 발명강과 같은 초고강도강에서 형상의 제어가 매우 어려우며, 1.0%이상으로 작업하게 되면 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해지므로 그 값을 0.1~1.0%로 한정하였다.

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 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 제조하고, 가열로에서 재가열온도 1200℃ 온도에서 1시간 가열하고 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이때, 열간압연에서의 마무리압연은 출구측 온도가 880℃가 되도록 압연하였으며, 권취온도는 680℃로 설정하였다. 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 냉간압연된 강판은 표 2의 소둔온도로 연속소둔하였다. 이후, 상기 연속소둔된 냉연강판을 5℃/초의 냉각속도로 650℃까지 1차 냉각하였다. 이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 20℃/초의 냉각속도로 표2의 2차 냉각종료온도까지 2차 냉각하여 과시효 처리하였다. 이후, 0.2%의 압하율로 스킨패스 압연을 실시하였다.

표 1 및 2에서 C, Mn, Si, P, S, Al, Cr, Ti, Nb, B 및 N은 각 원소의 함량(중량%)를 나타내고, SS는 소둔온도(℃)이며, RCS는 2차 냉각종료온도(℃)이다.

하기 표 2에서는 관계식 1의 제어인자 및 관계식 1 만족여부를 나타내었다.

그리고, 하기 표 3에서는 발명강 1~9 및 비교강 1~15로부터 JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질을 측정하고, 그 미세조직을 관찰하여 마르텐사이트 패킷(packet)사이즈, 마르텐사이트 와 템퍼드 마르텐사이트 합의 면적%(M+TM), 및 페라이트와 베이나이트 합의 면적%(F+B)를 나타내었다.

표 3에서 항복강도 및 인장강도의 단위는 MPa이고, 연신율의 단위는 %이며, M packet size(마르텐사이트 패킷 사이즈)의 단위는 μm이다.

강번	C	Mn	Si	P	S	Al	Cr	Ti	Nb	B	N	SS	RCS	비고
1	0.15	2.8	0.1	0.01	0.003	0.03	0.8	0.02	0.03	0.0025	0.007	800	300	발명강1
												800	400	비교강1
2	0.17	2.6	0.1	0.011	0.003	0.025	0.6	0.04	0.02	0.0025	0.005	810	300	발명강2
3	0.17	2.8	0.1	0.012	0.003	0.033	0.6	0.02	0.02	0.002	0.007	820	300	발명강3
4	0.19	2.5	0.1	0.01	0.005	0.03	0.5	0.02	0.02	0.002	0.006	800	270	발명강4
5	0.14	2.9	0.1	0.012	0.003	0.041	0.9	0.03	0.02	0.002	0.005	810	270	발명강5
												820	420	비교강2
6	0.15	2.7	0.1	0.01	0.006	0.041	0.7	0.04	0.02	0.002	0.004	810	270	발명강6
7	0.13	2.7	0.1	0.011	0.003	0.051	0.9	0.03	0.03	0.0023	0.005	810	300	발명강7
												810	370	비교강3
8	0.16	2.8	0.1	0.01	0.003	0.042	0.6	0.02	0.03	0.0025	0.003	800	300	발명강8
												800	350	비교강4
												800	340	비교강5
9	0.14	2.7	0.1	0.013	0.003	0.029	0.7	0.02	0.03	0.0025	0.005	800	300	발명강9
												790	450	비교강6
												750	300	비교강7
												800	340	비교강8
												780	300	비교강9
10	0.1	2.7	0.1	0.01	0.002	0.03	0.9	0.03	0.03	0.0023	0.005	800	300	비교강10
11	0.14	2.7	0.1	0.012	0.003	0.038	0.2	0.02	0.03	0.0025	0.006	800	300	비교강11
12	0.2	2.7	0.1	0.01	0.004	0.033	0.7	0.04	0.02	0.002	0.007	810	310	비교강12
13	0.16	2.2	0.1	0.011	0.005	0.044	0.9	0.04	0.02	0.002	0.005	810	310	비교강13
14	0.14	3.3	0.1	0.01	0.003	0.035	0.6	0.04	0.02	0.002	0.006	810	310	비교강14
15	0.15	2.9	0.1	0.01	0.003	0.03	1.5	0.04	0.02	0.002	0.007	800	310	비교강15

강번	C	Cr	SS	RCS	3.7*C+2.18*Cr+0.015*SS-0.013*RCS	관계식1	비고
1	0.15	0.8	800	300	10.399	O	발명강1
			800	400	9.099	X	비교강1
2	0.17	0.6	810	300	10.187	O	발명강2
3	0.17	0.6	820	300	10.337	O	발명강3
4	0.19	0.5	800	270	10.283	O	발명강4
5	0.14	0.9	810	270	11.12	O	발명강5
			820	420	9.32	X	비교강2
6	0.15	0.7	810	270	10.721	O	발명강6
7	0.13	0.9	810	300	10.693	O	발명강7
			810	370	9.783	X	비교강3
8	0.16	0.6	800	300	10	O	발명강8
			800	350	9.35	X	비교강4
			800	340	9.48	X	비교강5
9	0.14	0.7	800	300	10.144	O	발명강9
			790	450	8.044	X	비교강6
			750	300	9.394	X	비교강7
			800	340	9.624	X	비교강8
			780	300	9.844	X	비교강9
10	0.1	0.9	800	300	10.432	O	비교강10
11	0.14	0.2	800	300	9.054	X	비교강11
12	0.2	0.7	810	310	10.386	O	비교강12
13	0.16	0.9	810	310	10.674	O	비교강13
14	0.14	0.6	810	310	9.946	O	비교강14
15	0.15	1.5	800	310	11.795	O	비교강15

강번	YS (항복강도)	TS (인장강도)	El (연신율)	YR (항복비)	M packet size	M+TM	F+B	비고
1	1081	1353	7.1	0.8	1.1	98	2	발명강1
	928	1331	10.5	0.7	2.5	89	11	비교강1
2	1091	1389	7.5	0.79	1.2	97	3	발명강2
3	1099	1402	7.1	0.78	1.1	96	4	발명강3
4	1079	1385	8.2	0.78	1.5	98	2	발명강4
5	1106	1396	6.2	0.79	1.4	96	4	발명강5
	876	1325	10.7	0.66	2.7	88	12	비교강2
6	1086	1369	6.9	0.79	1.2	97	3	발명강6
7	1069	1358	7.2	0.79	1.2	98	2	발명강7
	952	1321	10.2	0.72	2.5	91	9	비교강3
8	1094	1421	6.9	0.77	1.5	98	2	발명강8
	935	1352	8.9	0.69	2.4	92	8	비교강4
	950	1369	9.2	0.69	2.3	94	6	비교강5
9	1067	1368	7.5	0.78	1.3	95	5	발명강9
	831	1269	11.2	0.65	2.3	83	17	비교강6
	969	1317	8.9	0.74	2.3	90	10	비교강7
	965	1328	7.1	0.73	2.2	91	9	비교강8
	881	1298	10.3	0.68	2.5	84	16	비교강9
10	969	1205	8.9	0.8	2.1	93	7	비교강10
11	987	1264	7.8	0.78	2.6	93	7	비교강11
12	969	1678	6.2	0.58	1.9	90	10	비교강12
13	893	1305	7.1	0.68	2.3	87	13	비교강13
14	1036	1596	3.1	0.65	2.2	95	5	비교강14
15	1102	1496	3.2	0.74	1.8	96	4	비교강15

상기 표 1 내지 3에서 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위와 제조조건을 만족하는 발명강(1~9)의 경우, 관계식 1의 조건을 만족하도록 성분과 더불어 소둔온도, 2차 냉각종료온도를 제어한 경우 항복강도 최소 1000MPa이상, 인장강도 1300MPa이상, 항복비 0.77이상 및 연신율 6%이상의 고항복비형 고초강도 마르텐사이트강을 제조할 수 있었다.

도 1은 강번 1의 강을 소둔온도 800℃, 2차 냉각종료온도(RCS) 300℃의 조건으로 제조한 발명강 1의 미세조직을 나타낸 것으로서 미세조직은 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트(M+TM)로 구성되어 있음을 알 수 있다. 이러한 조직은 항복강도 1000MPa이상, 항복비 0.77이상의 초고강도강을 확보하는데 매우 유리한 조건이다.

반면, 도 2는 강번 1의 강을 소둔온도 800℃, 2차 냉각종료온도(RCS) 400℃의 조건으로 제조한 비교강 1의 미세조직을 나타낸 것으로서 미세조직은 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트조직(M+TM)뿐만 아니라 고온의 미세조직인 그래뉼라 베이나이트(GB) 등이 존재하게 된다. 따라서 재질은 표 2에서 보는 바와 같이 항복강도가 1000MPa이하인 항복비가 낮은 강재가 될 수 있다. 따라서 본 발명강과 같은 재질을 확보하기 위해서는 화학성분뿐만 아니라 소둔온도와 2차 냉각종료온도의 제어가 매우 중요하다.

즉, 발명강의 성분조건을 만족하더라도 소둔온도 및 2차 냉각종료온도가 본 발명강에서 제시하는 관계식 1을 만족하지 못하는 경우, 항복강도가 1000MPa이하로 낮고, 특히 항복비가 매우 낮아 본 발명에서 제시하는 특성을 만족하지 못하였다. 이는 강중에 페라이트의 발생 또는 그래뉼라 베이나이트와 같은 고온 변태상이 생성하였기 때문이다.

비교강 5, 8 및 9의 경우, 본원발명의 성분조건, 소둔온도 770℃~830℃ 및 2차 냉각종료온도 250~340℃를 만족하나 수학식 1의 조건을 만족하지 못하여 항복강도가 1000MPa이하로 낮고, 항복비가 낮아 본 발명에서 제시하는 특성을 만족하지 못하였다.

또한, 비교강 10 내지 15는 본 발명에서 제시한 성분범위를 만족하지 못하여 관계식 1을 만족하더라도 과도한 강도증가에 따른 연신율의 저하 등이 발생하였다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (11)

1. 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Mn: 2.5~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, Cr: 0.5~1.0%, B:0.0010~0.0050%, N: 0.01% 이하(0은 제외), Ti: 0.01-0.05%, Nb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
   미세조직은 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 90면적%이상 포함하는 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판.
   
2. 제 1항에 있어서,
   상기 미세조직은 페라이트 및 베이나이트 중 하나 이상을 그 합계 분율로 10면적%이하 포함하는 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판.
   
3. 제 1항에 있어서,
   상기 미세조직에 있어서 마르텐사이트 패킷사이즈가 1.5μm이하인 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판.
   
4. 제 1항에 있어서,
   상기 냉연강판은 항복강도가 1000MPa이상이고, 항복비가 0.77이상이며 인장강도가 1300MPa이상인 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판.
   
5. 제 1항에 있어서,
   상기 냉연강판은 연신율이 6%이상인 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판.
   
6. 중량%로, C: 0.12~0.17%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Mn: 2.5~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, Cr: 0.5~1.0%, B:0.0010~0.0050%, N: 0.01% 이하(0은 제외), Ti: 0.01-0.05%, Nb: 0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계;
   상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
   상기 열연강판을 권취하는 단계;
   상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
   상기 냉연강판을 소둔온도 770℃~830℃에서 연속소둔하는 단계;
   상기 연속소둔된 냉연강판을 1~10℃/초의 냉각속도로 650~700℃까지 1차 냉각하는 단계;
   상기 1차 냉각된 냉연강판을 5~20℃/초의 냉각속도로 250~340℃까지 2차 냉각하여 과시효처리하는 단계; 를 포함하고,
   하기 관계식 1의 조건을 만족하는 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
   
   [관계식 1] 9.9 ≤ 3.7*C+2.18*Cr+0.015*SS-0.013*RCS ≤ 12.1
   (단, 상기 식 1에서 C 및 Cr은 각각 해당원소의 함량(중량%)이고, SS는 소둔온도(℃)이며, RCS는 2차 냉각종료온도(℃)임.)
   
7. 제 6항에 있어서,
   상기 열연강판을 얻는 단계는 마무리압연 출구측 온도가 800~950℃가 되도록 행하는 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
   
8. 제 6항에 있어서,
   상기 권취하는 단계는 500~750℃의 범위에서 행하는 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
   
9. 제 6항에 있어서,
   상기 냉연강판을 얻는 단계는 40~70% 압하율로 행하는 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
   
10. 제 6항에 있어서,
    상기 1차 및 2차 냉각은 미스트 냉각방식으로 행하는 형상동결성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
    
11. 제 6항에 있어서,
    상기 과시효처리하는 단계 후에 0.1~1.0%의 압하율로 스킨패스압연을 행하는 형상동결성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
    

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