KR101758563B1

KR101758563B1 - 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101758563B1
Application number: KR1020160052095A
Authority: KR
Inventors: 이세웅; 이규영; 류주현; 이원휘
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-04-28
Filing date: 2016-04-28
Publication date: 2017-07-17
Anticipated expiration: 2036-04-28

Abstract

본 발명은 자동차용 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

연신율이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 {ULTRA HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT ELONGATION, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

현재 강화되고 있는 자동차의 CO₂ 배출 규제 및 연비 향상의 달성을 위해, 자동차사는 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있다. 이를 위해서는 강판의 두께를 낮추어야 하는 반면, 충돌 안정성 등의 확보를 위해서는 강판의 두께를 두껍게 하여야 하므로, 서로 모순된 측면이 있다.

이를 극복하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하는데, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 잘 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 'DP강'이라 함), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 'TRIP강'이라 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 'CP강'이라 함) 등의 다양한 자동차 강판을 통해서 가능하다고 알려져 있다.

이러한 고강도 강판의 탄소량 또는 합금성분을 높여 강도를 보다 높일 수는 있으나, 열처리를 통해 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이며, 상대적으로 연신율이 연위해져 냉간 성형이 어려운 단점이 있다.

한편, 소성변형 중 쌍정(Twin)의 형성을 통해 연신율 및 강도를 동시에 확보할 수 있는 TWIP(Twinning-Induced Plasticity)강은 연신율이 우수하여 복잡한 형상의 부품으로 성형이 가능하다는 장점이 있으나, 낮은 항복강도로 인해 자동차의 충돌 구조부재 등으로 사용시 한계가 있다.

일 예로, 특허문헌 1에서는 C, Si, Mn, Al, Ni, Mo, P, S, N 등의 합금성분을 제어하여 높은 수준의 연성과 함에 700~900MPa의 인장강도를 갖는 강판을 제시하고 있는데, 상기 강판은 항복강도가 낮아 충돌특성이 열위하여 자동차용 충돌 구조부재로의 적용이 제한되는 단점이 있다.

특허문헌 2 역시 C, Si, Mn, Al, P, S, N 등의 합금성분을 제어하면서, Cr, Mo, Ni, Cu, Ti, Nb, V 등을 더 포함하고, 부분 재결정(Partial recrystallization)을 통해 높은 인장강도를 갖는 강판을 제시하고 있는데, 충돌 특성에 직접적으로 연관된 높은 변형 저항 즉, 항복강도 측면에 대해서는 전혀 고려하고 있지 않다는 점에서 단점이 있다.

따라서, 냉간 프레스 성형에 적합하면서도, 인장강도 및 연성과 더불어 항복강도가 우수한 강판의 개발이 요구된다.

국제 특허공개공보 WO2011-122237호 미국 특허공개공보 제2015-0078954호

본 발명의 일 측면은, 강의 합금성분 및 제조조건을 제어함으로써 초고강도 및 고연성을 확보하는 동시에, 항복강도가 높아 충돌특성이 우수한 냉간 프레스 성형용 초고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.7% 초과 ~ 0.9% 이하, 실리콘(Si): 2.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 12~20%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 질소(N): 0.060% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.5% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적분율 95% 이상의 오스테나이트 및 잔부 탄화물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 연신율이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.

[관계식 1]

0.284 + 0.693C + 0.116Si - 0.016Mn - 0.011Al + 0.745V + 0.017X > 1.05

(상기 관계식 1에서 C, Si, Mn, Al 및 V는 각 해당원소의 중량기준 함량을 의미하며, 상기 X는 냉간 재압연시 압하율(%)을 의미한다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 500~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 및 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 열처리된 냉연강판을 5~50%의 압하율로 냉간 재압연하는 단계를 포함하고, 상기 관계식 1을 만족하는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 연신율과 더불어 항복강도가 우수하여 냉간 성형에 바람직하게 적용할 수 있으면서, 성형 후 초고강도의 확보가 가능하여 기존의 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)용 강판을 대체할 수 있는 효과가 있다.

이와 같이, 고가의 열간 프레스 성형용 강판을 저원가의 냉간 프레스 성형용 강판으로 대체함으로써, 고온 성형시 야기되는 CO₂ 발생을 억제할 수 있으므로, 제조원가 및 환경 측면에서 유리한 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명강 2에 대해 냉간 재압연시 압하율(%)에 따른 결정립 배향 분포(Grain Orientation Spread)를 관찰한 결과를 나타낸 것이다 ((a) 0%, (b) 5%, (c) 12%, (d) 17%, (e) 도면의 범례).

본 발명자들은 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체할 수 있으면서, 그것 대비 동등 이상의 기계적 물성을 갖고, 제조원가의 절감이 가능한 냉간 프레스 성형용 강판을 개발하기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강 성분조성 및 제조조건을 최적화함으로써 냉간 프레스 성형에 적합한 기계적 물성 및 미세조직을 가지는 연신율이 우수한 초고강도 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.7% 초과 ~ 0.9% 이하, 실리콘(Si): 2.0% 이하 (0% 제외), 망간(Mn): 12~20%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 질소(N): 0.060% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.5% 이하(0% 제외)를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는 본 발명에서 제공하는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 합금성분을 상기와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.7% 초과 ~ 0.9% 이하

탄소(C)는 강의 강도확보와 더불어 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소로서, 이러한 C의 함량이 0.7% 이하이면 최종 열처리 시 오스테나이트 단상 조직의 확보는 가능한 반면 항복강도 낮아 냉간 재압연 후 높은 항복강도를 확보할 수 없는 문제가 있다. 또한, 고온에서 열처리 시 표면에서 탈탄이 일어나 상온 변형 시 표면에 마르텐사이트 조직을 형성하여 지연파괴에 취약하게 되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 전기 비저항이 증가하여 용접성이 저하될 우려가 있으며, 냉간압연 시 압연 부하의 증가로 조업성이 열위해 질 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.7% 초과 ~ 0.9% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.75~0.9%, 보다 더 바람직하게는 0.8~0.9%로 포함하는 것이 바람직하다.

Si: 2.0% 이하(0% 제외)

실리콘(Si)은 통상적으로 강의 탈산제로서 사용되며, 강 내에 탄화물이 석출하는 것을 억제할 뿐만 아니라, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다.

이러한 Si의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 전기 비저항을 증가시켜 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 2.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다. 보다 바람직하게는 상기 Si의 하한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 12~20%

망간(Mn)은 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화에 유효한 원소이다. 이러한 Mn은 변태유기소성강에 많이 활용되는 원소로 알려져 있으며, 통상 TRIP강의 경우 대략 3% 이내, 오스테나이트 단상강인 TWIP강의 경우에는 대략 12% 이상으로 첨가된다. 이와 같이 함량을 제한하는 것은 상술한 함량의 중간범위로 Mn을 함유하는 경우 마르텐사이트가 다량 형성되어 연신율 저하를 초래하기 때문이다.

본 발명에서 상기 Mn의 함량이 12% 미만이면 변형 중 마르텐사이트상이 형성되어 안정한 오스테나이트상의 확보가 어려워지며, 변형 후 내지연파괴 특성이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 20%를 초과하게 되면 Mn에 의해 얻을 수 있는 효과가 포화되며, 오히려 제조원가의 상승을 유발하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 12~20%로 제한함이 바람직하다.

P: 0.020% 이하

인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.020%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고, 강의 저온 취성을 유발할 위험성이 크게 증대되는 문제가 있다. 따라서, 그 상한을 0.020%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.010% 이하

황(S) 역시 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.010%를 초과하게 되면 강의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다. 따라서, 그 상한을 0.010%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.01~3.0%

알루미늄(Al)은 산소와 결합하여 탈산작용을 하는 원소로서, 탈산 효과를 안정적으로 확보하기 위해서는 0.01% 이상으로 Al을 함유하는 것이 바람직하다. 다만, Al은 상기 Si와 함께 대표적인 산화원소로서, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 고온 연성이 감소하여 주조성이 열위 해질 뿐만 아니라, 열간압연 중 강 표면 산화가 심해져 표면품질을 저해하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Al의 함량을 0.01~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.060% 이하(0% 제외)

질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이지만, 그 함량이 0.060%를 초과하게 되면 취성이 발생할 위험성이 크게 증대하므로, 그 상한을 0.060%로 제한하는 것이 바람직하다.

V: 0.5% 이하(0% 제외)

바나듐(V)은 C와 결합하여 미세한 탄화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하는 원소이나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되며 고가의 원소로서 제조원가를 크게 상승시키는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 그 함량을 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.

본 발명은 상술한 성분 이외에 하기의 성분들을 추가로 포함할 수 있다.

구체적으로 본 발명은 티타늄(Ti): 0.005~0.3%, 니오븀(Nb): 0.005~0.3% 및 몰리브뎀(Mo): 0.05~0.3% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

상기 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 이러한 Ti 및 Nb의 함량이 각각 0.005% 미만이면 상술한 효과를 충분히 확보하기 어려우며, 반면 각각 0.3%를 초과하게 되면 제조비용이 상승할 뿐만 아니라, 석출물이 과다하게 형성되어 연성이 크게 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 Ti와 Nb의 첨가시 각각 0.005~0.3%로 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다.

상기 몰리브덴(Mo)은 앞서 언급한 바나듐과 함께 미세한 탄화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 Mo의 함량이 0.05% 미만이면 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없으며, 상기 Mo 역시 고가의 원소로서 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 제조원가가 크게 상승하는 문제가 있다. 따라서, 상기 Mo의 첨가시 그 함량을 0.05~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

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 성분조성을 만족하는 본 발명의 초고강도 강판은 미세조직으로 오스테나이트상을 주상으로 포함하는 것이 바람직하다.

보다 바람직하게, 본 발명의 강판은 면적분율 95% 이상으로 오스테나이트상을 포함하며, 잔부로 탄화물을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 오스테나이트 단상이여도 무방하다.

만일, 상기 오스테나이트상의 분율이 95% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 수준의 물성 특히, 연신율의 확보가 어려워져 냉간 프레스 성형에 적합한 강판의 확보가 곤란해지는 문제가 있다.

또한, 상술한 미세조직을 갖는 본 발명의 초고강도 강판은 냉간 재압연 후 변형 결정립을 면적분율 10% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 상기 냉간 재압연 후 변형된 결정립의 분율이 10% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 초고강도의 확보가 어려워지는 문제가 있다.

여기서, '변형 결정립'은 결정립 내의 결정방위 차이가 3° 이상인 것을 냉간 재압연 중 변형된 '변형 결정립'이라 정의하며, 이는 EBSD(Electron Back Sactter Diffraction) 실험을 통해 얻어지는 결정립 배양 분포(Grain Orientation Spread, GOS) 맵(map)으로부터 측정할 수 있다.

한편, 상술한 성분조성을 가지면서, 상술한 미세조직을 갖는 본 발명의 강판은 목표로 하는 수준의 초고강도를 확보하기 위해서 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

하기 관계식 1은 강의 강도 확보에 영향을 미치는 성분들(C, Si, Mn, Al, V)과 강의 강도를 향상시키기 위한 재압연시 압하율의 관계를 나타낸 것이다. 즉, 본 발명에서 제안하는 함량 범위 내로 상기 성분들을 함유하면서 그 함량과 재압연시 압하율 간의 관계가 1.05를 초과할 때 본 발명에서 목표로 하는 수준의 항복강도 즉, 1000MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 있다.

[관계식 1]

0.284 + 0.693C + 0.116Si - 0.016Mn - 0.011Al + 0.745V + 0.017X > 1.05

이와 같이, 본 발명의 초고강도 강판은 제안하는 성분조성을 만족하고 미세조직으로 안정한 오스테나이트상을 포함하고, 상술한 관계식 1을 만족하는 것에 의해 변형된 결정립을 10% 이상으로 포함함에 따라, 1000MPa 이상의 항복강도 및 1400MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있다. 또한, 15% 이상의 총 연신율 및 0.7 이상의 항복비를 확보할 수 있다.

즉, 본 발명의 초고강도 강판은 냉간 성형용 강판으로서 적합할 뿐만 아니라, 충돌 특성이 우수하여 자동차용 충돌 구조부재로서 유리하게 적용할 수 있는 것이다.

한편, 본 발명에서 언급하는 강판은 냉연강판뿐만 아니라, 상기 냉연강판을 도금하여 얻은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명에 따른 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 하기에 구체적으로 설명한다.

본 발명에 따른 냉연강판을 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 열처리 - 냉간 재압연 공정을 거침으로써 제조할 수 있으며, 이하 각 공정조건에 대해 상세히 설명한다.

강 슬라브 재가열 공정

본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 준비된 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1000~1250℃에서 재가열 공정을 행함이 바람직하다.

상기 재가열 온도가 1000℃ 미만이면 후속하는 열간압연시 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 반면 1250℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하는 문제가 있다.

따라서, 강 슬라브 재가열시 1000~1250℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다.

열간압연 공정

상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 500~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.

상기 마무리 열간압연 온도가 500℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 압연롤의 열피로가 크게 증가하여 수명단축의 원인이 된다.

따라서, 마무리 열간압연시 500~950℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다.

권취 공정

상기에 따라 제조된 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다.

상기 권취 온도가 750℃를 초과하게 되면 강판 표면의 스케일이 과다하게 형성되어 결함을 유발하며, 이는 도금성을 열화시키는 원인이 된다. 상기 권취시 하한 온도에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.

산세 및 냉간압연 공정

상기에 따라 권취된 열연강판을 통상의 산세 처리를 통해 산화층을 제거한 다음, 강판의 형상과 고객사에서 요구하는 두께를 확보하기 위하여 냉간압연을 실시하는 것이 바람직하다.

상기 냉간압연은 30~80%의 냉간압하율로 실시하는 것이 바람직한데, 상기 냉간압하율이 30% 미만이면 후속하는 소둔 열처리시 재결정을 위한 축적에너지가 부족하여 재결정이 충분히 일어나지 아니할 가능성이 높으며, 반면 80%를 초과하게 되면 압연 조업성이 크게 불안정해질 뿐만 아니라, 전력 비용이 크게 상승하는 문제가 있다.

따라서, 상기 냉간압연시 30~80%의 냉간압하율로 실시하는 것이 바람직하다.

소둔 열처리 공정

상기한 바에 따라 제조된 냉연강판을 750~950℃에서 소둔 열처리하는 것이 바람직하다.

상기 소둔시 그 온도가 750℃ 미만이면 재결정이 충분히 일어나지 못하게 되며, 반면 950℃를 초과하게 되면 고온으로 인해 공정비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 산화물의 형성으로 도금성이 열위하게 되는 문제가 있다.

한편, 본 발명은 상기에 따라 소둔 열처리된 냉연강판을 도금처리하여 도금강판으로 제조할 수 있다.

이때, 전기도금법, 용융도금법 또는 합금화 용융도금법을 이용할 수 있으며, 구체적으로 아연도금욕에 상기 냉연강판을 침적하여 용융아연도금강판을 제조할 수 있다. 나아가, 상기 용융아연도금강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

상기 도금처리시 그 조건은 특별히 한정하지 아니하며, 일반적으로 행해지는 조건으로 실시할 수 있다.

더불어, 본 발명은 상기에 따라 제조된 냉연강판, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판에 대하여 냉간 재압연 공정을 거치는 것이 바람직하다.

상기 냉간 재압연 공정은 강판의 강도 상승을 도모하기 위한 것으로서, 이를 우해서는 5% 이상의 압하율로 재압연을 실시하는 것이 바람직하다. 만일 재압연시 압하율이 5% 미만이면 냉간 변형된 결정립의 분율이 충분하지 못하여 항복강도 및 인장강도의 향상 효과가 미미하며, 반면 50%를 초과하게 되면 연신율이 열위해지는 문제가 있다.

따라서, 상기 냉간 재압연시 5~50%의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명은 상술한 바에 따라 냉간 재압연을 행함에 있어서, 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

앞서 언급한 바와 같이, 하기 관계식 1을 만족함으로써 초고강도 즉, 1000MPa 이상의 항복강도를 갖는 강판의 제조가 가능하다.

[관계식 1]

0.284 + 0.693C + 0.116Si - 0.016Mn - 0.011Al + 0.745V + 0.017X > 1.05

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 성분조성을 갖는 강을 30Kg의 잉곳(ingot)으로 진공용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1시간 유지하였다. 이후, 900℃에서 마무리 열간압연을 실시하여 열연강판을 제조한 다음, 상기 열연강판을 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉함으로써 열연권취를 모사하였다. 이후, 각 시편을 상온까지 냉각한 후 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 냉간압연은 50%의 냉간압하율로 실시하였다. 상기에 따라 제조된 각각의 냉연강판을 800℃에서 소둔 열처리한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 냉간 재압연하였다.

이후, 각 시편에 대해 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 또한, 발명강을 이용한 경우에 한하여 상기 냉간 재압연 후 변형된 결정립의 분율을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.

상기 기계적 물성은 JIS5호 규격으로 인장시편을 가공한 후 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하였다.

강종	성분조성 (중량%)
강종	C	Si	Mn	P	S	Al	N	V
비교강 1	0.6	0.04	25	0.01	0.01	0.05	0.006	0
비교강 2	0.35	0.01	12	0.01	0.01	1.5	0.006	0
비교강 3	0.6	0.05	17	0.01	0.01	1.2	0.005	0
비교강 4	0.7	1.0	20	0.01	0.01	1.5	0.002	0
발명강 2	0.8	0.5	20	0.01	0.01	0.02	0.003	0.5
발명강 3	0.85	0.5	16	0.01	0.01	0.02	0.002	0.5

강종	재압하율(%)	관계 식1	기계적 물성				변형 결정립(%)	구분
강종	재압하율(%)	관계 식1	YS(MPa)	TS(MPa)	TE(%)	YR	변형 결정립(%)	구분
비교강 1	0	0.30	353	772	45	0.46	-	비교예 1
	22	0.68	652	1112	27	0.59	-	비교예 2
	33	0.86	800	1280	18	0.63	-	비교예 3
	40	0.98	954	1455	7	0.66	-	비교예 4
비교강 2	0	0.32	353	737	58	0.48	-	비교예 5
	21	0.68	655	1080	40	0.61	-	비교예 6
	31	0.85	802	1250	31	0.64	-	비교예 7
비교강 3	0	0.42	471	940	60	0.50	-	비교예 8
	10.2	0.59	751	1047	45	0.72		비교예 9
	20.5	0.77	931	1210	22	0.77	-	비교예 10
	30.1	0.93	1088	1371	13	0.79	-	비교예 11
비교강 4	0	0.55	567	833	54	0.68	1.2	비교예 12
	11	0.74	743	1013	44	0.73	24.5	비교예 13
	20	0.89	873	1146	37	0.76	62.3	비교예 14
발명강 2	0	0.95	854	1332	33	0.64	0	비교예 15
	3.1	1.00	990	1444	33	0.69	3.7	비교예 16
	12	1.15	1220	1526	18	0.80	23.3	발명예 3
	17	1.24	1266	1628	17	0.78	51.5	발명예 4
발명강 3	0	1.05	866	1375	38	0.63	2.4	비교예 17
	5	1.10	1067	1476	31	0.72	11.3	발명예 5
	11	1.20	1210	1581	20	0.77	49.5	발명예 6
	13	1.23	1368	1682	19	0.81	54.7	발명예 7

(상기 표 2에서 YS: 항복강도, TS: 인장강도, TE: 총 연신율, YR: 항복비(YS/TS)를 의미한다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제어하는 강 성분조성 및 제조조건과 관계식 1을 모두 만족하는 발명예 3 내지 7은 냉간 재압연 후 변형 결정립의 분율이 10% 이상으로 확보됨에 따라, 항복강도 1000MPa 이상, 인장강도 1400MPa 이상으로 초고강도를 가질 뿐만 아니라, 총 연신율이 15% 이상이고, 항복비가 0.7 이상으로 연성 및 항복강도비를 우수하게 확보할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 초고강도 강판은 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체할 수 있는 냉간 프레스 성형용 강판으로서 매우 적합함을 확인할 수 있다.

반면, Mn의 함량이 너무 과도한 비교강 1과 C의 함량이 불충분한 비교강 2 및 3을 활용한 비교예 1, 5 및 8의 경우 재압연을 행하지 아니함에 따라 초고강도의 확보가 곤란하였으며, 항복비가 0.7 미만이었다. 또한, 비교예 2-3, 6-7, 9-10의 경우에는 냉간 재압연을 행함에도 불구하고 관계식 1의 값이 본 발명을 만족하지 못함에 따라 1000MPa 이상의 항복강도의 확보가 불가능하였다. 또한, 비교예 4는 1400MPa 이상의 인장강도 확보가 가능하고, 비교예 11은 1000MPa 이상의 항복강도 확보가 가능하였으나, 이들 모두 총 연신율이 15% 미만으로 연성이 열위하였다.

또한, 재압연을 행하지 아니한 비교예 12, 15 및 17의 경우와 재압연율이 본 발명을 만족하지 아니한 비교예 16의 경우에는 변형 결정립 면적분율이 10% 미만으로 형성되어 강도 향상 효과를 얻을 수 없었으며, 이에 따라 1000MPa 이상의 항복강도의 확보가 곤란하였다.

그리고, 관계식 1을 만족하지 못하는 비교예 13-14의 경우 강도 향상 효과를 얻을 수 없어, 1000MPa 이상의 항복강도의 확보가 곤란하였다.

도 1은 발명강 2에 대해 냉간 재압하율에 따른 결정립 배향 분포(Grain Orientation Spread)를 EBSD(Electron Back Xcatter Diffraction) GOS map 분석을 이용하여 관찰하고, 그 결과를 나타낸 것이다. 상기 도 1에서 결정립 내의 평균 결정방위의 차이가 3° 이상인 변형 결정립을 주황색 및 빨간색으로 나타내었다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 냉간 재압하율이 높아질수록 결정립 내의 평균 결정방위의 차이가 3° 이상인 변형 결정립의 면적분율이 높아지는 것을 확인할 수 있으며, 이는 강의 강도증가에 기여한다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.7% 초과 ~ 0.9% 이하, 실리콘(Si): 2.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 12~20%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 질소(N): 0.060% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.5% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적분율 95% 이상의 오스테나이트 및 잔부 탄화물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 연신율이 우수한 초고강도 강판.

[관계식 1]
0.284 + 0.693C + 0.116Si - 0.016Mn - 0.011Al + 0.745V + 0.017X > 1.05
(상기 관계식 1에서 C, Si, Mn, Al 및 V는 각 해당원소의 중량기준 함량을 의미하며, 상기 X는 냉간 재압연시 압하율(%)을 의미한다.)
제 1항에 있어서,
상기 강판은 티타늄(Ti): 0.005~0.3%, 니오븀(Nb): 0.005~0.3% 및 몰리브뎀(Mo): 0.05~0.3% 중 1종 이상을 더 포함하는 연신율이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 냉간 재압연 후 변형 결정립을 면적분율 10% 이상으로 포함하는 것인 연신율이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 연신율이 우수한 초고강도 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.7% 초과 ~ 0.9% 이하, 실리콘(Si): 2.0% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 12~20%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~3.0%, 질소(N): 0.060% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.5% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 500~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 산세 및 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔 열처리하는 단계; 및
상기 소둔 열처리된 냉연강판을 5~50%의 압하율로 냉간 재압연하는 단계
를 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.

[관계식 1]
0.284 + 0.693C + 0.116Si - 0.016Mn - 0.011Al + 0.745V + 0.017X > 1.05
(상기 관계식 1에서 C, Si, Mn, Al 및 V는 각 해당원소의 중량기준 함량을 의미하며, 상기 X는 냉간 재압연시 압하율(%)을 의미한다.)
제 5항에 있어서,
상기 강 슬라브는 티타늄(Ti): 0.005~0.3%, 니오븀(Nb): 0.005~0.3% 및 몰리브뎀(Mo): 0.05~0.3% 중 1종 이상을 더 포함하는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 냉간 재압연 후 변형 결정립이 면적분율 10% 이상으로 형성되는 것을 특징으로 하는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 냉간 재압연 전 상기 냉연강판을 아연도금욕에 침적하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 더 포함하는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 8항에 있어서,
상기 냉간 재압연 전 용융아연도금강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 더 포함하는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.