KR101329917B1 - High strength thin cold-rolled sheet of superior bending formability and method for manufacturing the cold-rolled sheet - Google Patents

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Abstract

본 발명은 가전용 또는 구조용 등의 고강도 및 고성형성이 요구되는 제품에 사용되는 냉연강판에 대한 것으로, 650MPa이상의 항복강도와 Vickers 경도 500g기준 380이상의 경도를 가지며, r=0 벤딩(bending) 성형시 제품의 벤딩(bending)부에 크랙(crack)이 발견되지 않는 우수한 성형성을 가진 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 고강도 극박 냉연강판의 제조방법은 중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 인 (P): 0.01~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하는 강 슬라브를 Ar3온도 이상 950℃이하에서 열간 마무리 압연하는 열간압연단계, 상기 압연된 강판을 500∼800℃에서 권취하는 권취단계, 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연단계, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 후 250∼450℃의 온도구간까지 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하는 소둔단계를 포함한다.The present invention relates to a cold-rolled steel sheet used in products requiring high strength and high formability, such as home appliances or structural use, having a yield strength of 650 MPa or more and a hardness of 380 or more based on a Vickers hardness of 500 g, when r = 0 bending molding The present invention relates to a high strength ultra-thin cold rolled steel sheet having excellent formability in which no crack is found in a bending part of a product, and a method of manufacturing the same.
Manufacturing method of the high strength ultra-thin cold rolled steel sheet of the present invention is by weight%, carbon (C): 0.15 ~ 0.25%, manganese (Mn): 1.5 ~ 2.5%, silicon (Si): 0.1 ~ 1.0%, titanium (Ti): Hot rolled hot-rolled steel slab containing 0.01 to 0.05%, boron (B): 5 to 30 ppm, phosphorus (P): 0.01 to 0.08%, balance Fe and other unavoidable elements at temperatures above Ar 3 and below 950 ° C. Step, winding step of winding the rolled steel sheet at 500 ~ 800 ℃, cold rolling step of cold rolling the wound steel sheet at a reduction rate of 50 ~ 90%, cold rolled steel sheet in a continuous annealing line 750 ~ 850 ℃ After holding for 30 seconds or more at the annealing temperature of the cooling to a temperature section of 250 ~ 450 ℃, and maintaining at this temperature for 50 seconds or more, and then comprises a cooling annealing step.

Description

우수한 성형성을 갖는 고강도 극박 냉연 강판 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH THIN COLD-ROLLED SHEET OF SUPERIOR BENDING FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE COLD-ROLLED SHEET}High-strength ultra-thin cold rolled steel sheet having excellent formability and method for manufacturing the same

본 발명은 노트북(Notebook)이나, LCD 모니터 및 LCD, PMP, LED TV등의 샤시류의 강도 지지용 부품 등 고강도 및 고성형성이 요구되는 제품에 사용되는 냉연강판에 대한 것으로, 보다 상세하게는, 650MPa이상의 항복강도와 Vickers 경도 500g기준 380이상의 경도를 가지며, r=0 벤딩(bending) 성형시 제품의 벤딩(bending)부에 크랙(crack)이 발견되지 않는 우수한 성형성을 가진 고강도 극박 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a cold rolled steel sheet used in notebooks, LCD monitors and products requiring high strength and high formability, such as parts for supporting strength of chassis such as LCDs, PMPs, and LED TVs. High strength ultra-thin cold rolled steel plate with yield strength of 650 MPa or more and hardness of 380 or more based on Vickers hardness of 500g, and excellent moldability without cracking at bending part of product during r = 0 bending molding. It relates to a manufacturing method.

종래의 자동차의 차체, 전기제품, 가전제품 등 특히 내구소비재에 주로 사용되는 냉연강판의 경우, 성형성을 위해 저탄소강 계열을 주로 사용하며, 강도 측면은 상대적으로 고려되지 않는 경향이 있었다. 특히, 높은 성형성을 요구하는 EDDQ이상 급의 강재의 경우 성형성에 집중하여 강도를 특정 값 이상으로 높이지 않았다.
In the case of a cold rolled steel sheet, which is mainly used in the conventional automobile body, electrical appliances, consumer electronics, especially durable consumer materials, low carbon steel series is mainly used for formability, the strength aspect tended to be relatively unconsidered. In particular, in the case of steel grades of EDDQ or higher requiring high formability, the strength was not increased to a specific value by focusing on the formability.

그러나, 최근 저원가, 고연비화, 슬림(Slim)화등이 요구되면서 이전과 같은 성형성을 유지하면서 더욱 얇고 고강도 특성이 있는 냉연강판이 필요하게 되었다. 즉, 극박 고강도화된 냉연강판을 사용하면, 제품에 사용되는 강재의 총 중량을 줄여 저원가화의 실현이 가능하며, 자동차등 제품의 총 중량이 줄어듦으로써 고연비화가 가능하고, 더욱 얇은 제품을 만들 수 있어 제품의 디자인도 다양화를 실현할 수 있기 때문에, 저원가, 고연비화, 슬림화 등의 요구를 만족할 수 있게 된다.
However, in recent years, low cost, high fuel consumption, slim (Slim), etc. is required, while maintaining the formability as previously, a cold rolled steel sheet having a thinner and higher strength characteristics is required. That is, by using ultra-high strength cold rolled steel sheet, it is possible to realize low cost by reducing the total weight of the steel used in the product, and high fuel efficiency is possible by reducing the total weight of products such as automobiles, and to make thinner products. Since the design of the product can also be diversified, it is possible to meet the requirements of low cost, high fuel efficiency, slimming, and the like.

그리하여, 최근에는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 제품의 개발을 위한 많은 연구가 진행되어 왔다.Thus, in recent years, many studies have been conducted for the development of ultrathin products having high strength and high formability.

이러한 연구는 크게 1) 강판 제조공정 중 발생하는 변태를 이용한 조직 (변태) 강화, 2) 강 중 고용할 수 있는 성분을 제어하는 고용강화, 3) 석출물을 분포시켜 강도 증가 효과를 꾀하는 석출강화, 4) 마지막으로 소둔 과정을 거쳐 완전히 재결정된 강판을 다시 2차 압연하여 가공 경화를 일으키는 가공강화 등으로 나뉠 수 있다.
These studies are largely related to: 1) reinforcement of the structure (transformation) using transformations occurring during the steel sheet manufacturing process, 2) solid solution strengthening to control components that can be employed in steel, and 3) precipitation strengthening to increase the strength by distributing precipitates, 4) Finally, the steel sheet, which has been completely recrystallized through annealing, may be further rolled to work hardening, which causes work hardening.

이러한 종래 기술을 크게 두 가지로 분류하면, 그 프로세스에 따라 2차 압연을 이용하는 1) DR(Double Reducing; 2차압연)형 프로세스와 2차 압연을 이용하지 않는 2) DR 생략형 프로세스로 나눌 수 있다. 즉, 상기한 변태강화, 고용강화, 석출강화 등도 마찬가지로 2차 압연 유무에 따라 DR공정형, DR 생략형 프로세스로 구분할 수 있다.
If the prior art is largely classified into two categories, the process can be divided into 1) DR (Double Reducing) type process using secondary rolling and 2) DR abbreviated process not using secondary rolling. have. In other words, the transformation, solid-solution strengthening, precipitation strengthening, and the like may be classified into the DR process type and the DR omitted process according to the presence or absence of secondary rolling.

그 중 2차 압연을 이용하여 강도를 증가시키는 DR 공정형 프로세스의 경우 2차 압연으로 인한 강도 증가 때문에 필연적으로 수반되는 강 중 전위 등의 결함(defects)이 생성되고, 이러한 이유로 결국 강판의 강도는 완만히 증가하는데 반해, 연신율이 급격하게 하락하는 현상을 가져오게 되어 실제로 성형이 극심한 부위에 사용하기 힘든 실정이다.
Among them, in the case of the DR process-type process in which the strength is increased by using secondary rolling, defects such as dislocations in the steel are inevitably generated due to the increase in strength due to the secondary rolling. While gradually increasing, the elongation is drastically reduced, so it is difficult to use it in an extremely hard part.

실례로 2차 압연을 이용한 강판은 대부분의 연신율 레벨이 2~3% 미만의 수준으로 그 낮은 연신율로 인한 성형성 저하 및 2차 압연 시 발생하는 압연립의 영향으로 인해 압연 방향으로 크랙(crack)이 형성되는 취약점을 갖고 있는 실정이다.
For example, steel sheets using secondary rolling have most elongation levels of less than 2 to 3% and crack in the rolling direction due to the deterioration of formability due to the low elongation and the effect of rolling grains generated during secondary rolling. This situation is a form of vulnerability.

이러한 종래 기술들을 강 중의 탄소 함량으로 나눠 구분하게 되면, 일반적으로 0.01 wt% 이하의 탄소 함량을 갖는 극저탄강계, 0.01< wt% C <0.1의 탄소함량의 저탄강계, 0.1< wt% C <0.25의 탄소함량의 중탄강계, 그리고 0.25wt% 이상의 탄소함량을 갖는 고탄강계로 구분할 수 있다.
Dividing these prior arts into carbon contents in steel, it is generally ultra-low carbon steel having a carbon content of less than 0.01 wt%, low carbon steel with a carbon content of 0.01 <wt% C <0.1, 0.1 <wt% C <0.25 It can be divided into carbon-based bicarbonate steel, and high carbon steel having a carbon content of 0.25wt% or more.

종래 기술을 살펴보면, 극저탄소강은 주로 캔용 강판으로 사용되며, 이에 대한 종래기술로는 2차 압하의 압하율을 작게 하고, Mn의 함량을 제어하여 강도를 향상시키는 기술(JP1995-274558)과 그 가공성 개선을 위해 압하율을 조절하는 개량특허(JP1997-216980) 등을 들 수 있다.
Looking at the prior art, the ultra low carbon steel is mainly used as a steel sheet for cans, and the conventional technique for this is to reduce the reduction ratio of the secondary reduction and improve the strength by controlling the content of Mn (JP1995-274558) and its The improved patent (JP1997-216980) which adjusts a reduction ratio for workability improvement, etc. are mentioned.

또한, 동일 강판을 Mn, P, TiC등의 고용 강화와 석출 강화를 이용하여 고온 강도를 향상시키는 특허(JP2002-307898, JP2002-201574) 등도 제안되어 있다. 하지만, 극저 탄소강의 경우 그 강도의 한계가 존재하고 강도를 향상하기 위해 2차 압연을 수행하는 도중에 연신율이 매우 낮은 레벨로 하락하여, 고성형성 및 고강도 제품을 생산하는데는 문제가 있다.
Moreover, the patent (JP2002-307898, JP2002-201574) etc. which improve the high temperature strength by using solid solution strengthening and precipitation strengthening, such as Mn, P, TiC, etc. are also proposed. However, in the case of ultra-low carbon steel, there is a limit in the strength and the elongation falls to a very low level during the secondary rolling to improve the strength, there is a problem in producing high formability and high strength products.

또한, 저탄강의 대부분의 고강도 강판은 캔용 블랙 플레이트[Black Plate (BP)]로 사용되며, 이에 대한 종래기술로는 고질소강을 이용하고, DRM저압하를 이용하는 DRM(Double Reducing Mill)의 저압하기술(JP1990-052642), Mn의 함량을 높이고 연연속 윤활압연, 2차 압연을 이용하는 기술(JP1996-239734), 과시효 처리에 의한 효과를 이용하는 기술(JP1997-040883), 급속 냉각하여 조직을 이용하는 기술(JP2006-074140)등을 들 수 있다.
In addition, most of the high-strength steel sheet of low carbon steel is used as a black plate (BP) for cans, and the conventional technique for this is using high nitrogen steel and low pressure reduction of DRM (Double Reducing Mill) using DRM low pressure. (JP1990-052642), technology of increasing the content of Mn, continuous lubrication rolling, secondary rolling (JP1996-239734), technology using the effect of overaging treatment (JP1997-040883), technology using rapid cooling (JP2006-074140) etc. are mentioned.

그러나, 이들 종래기술의 경우에도 저탄강의 강도 레벨이 낮고, 강도 레벨이 높다고 해도 일반적인 연속 소둔 공정에서는 구현하기 힘든 높은 냉각 속도를 요구하거나 얻어지는 최종의 연신율의 범위가 목표하는 범위보다 낮다는 점 등의 한계가 있다.
However, even in these prior arts, the low carbon steel has a low strength level, and even if the strength level is high, it requires a high cooling rate that is difficult to realize in a general continuous annealing process, or the final elongation range obtained is lower than a target range. There is a limit.

그리고, 0.2wt% 이상의 고탄강의 경우에는 대부분 초기의 높은 강도로 인해 PCM에서 압하가 힘들 뿐만 아니라 압하 후 형상 제어를 위한 레벨링 작업이 힘들어 극박 냉연재에서는 적용되고 있지 않은 실정이다.
In addition, in the case of high carbon steel of more than 0.2wt%, most of the high strength of the initial stage is not only difficult to roll down in PCM, but also difficult to leveling for shape control after rolling, which is not applied to ultra-thin cold rolled materials.

최근 이러한 개념들을 복합하여 중탄계의 강판에서, P를 이용하여 기지 조직을 고용 강화하고 동시에, 기지 조직을 페라이트+펄라이트의 2상 조직으로 하고, 2차 압연을 10% 이하로 낮게 제어하여, 그 강도와 연신율의 조합을 극대화하는 강판이 개발된 바 있다(KR2009-0084530).
In recent years, these concepts have been combined to solidify and strengthen the matrix structure using P in a heavy carbon steel sheet. At the same time, the matrix structure is made into a two-phase structure of ferrite + pearlite, and the secondary rolling is controlled to 10% or less. Steel plates have been developed to maximize the combination of strength and elongation (KR2009-0084530).

특히, 이 특허에서는 상기한 고용강화, 조직제어, 2차 압연 프로세스를 이용하는 가공 경화를 모두 이용하여 강도 레벨이 타 기술에 비해 높으며 (Y.S.>650 MPa), 그 2차 압연량이 적어 압연 방향의 성형성이 우수한 극박 냉연 강판을 제공하는 방법을 제시하고 있다.
In particular, this patent utilizes all of the above-described solid solution strengthening, structure control, and work hardening using a secondary rolling process, and the strength level is higher than that of other technologies (YS> 650 MPa). A method of providing an ultra-thin cold rolled steel sheet having excellent properties is provided.

그러나, 이러한 특허들은 2차 압연을 이용하여 그 프로세스가 복잡하고, 압연량이 적다고는 하지만 압연의 효과로 전위들이 생성되어 압연 방향과 압연 수직 방향의 성형성의 차이가 나타나는 등의 문제점이 있다.
However, these patents have a problem that the process is complicated by using secondary rolling, and although the rolling amount is small, dislocations are generated by the effect of rolling, resulting in a difference in formability in the rolling direction and the rolling vertical direction.

본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 강조성 및 제조조건을 적절히 제어함으로써 2차 압연을 수행하지 않고서도 강도와 연신율 조합의 극대화 효과를 유지해 프로세스가 단순화되고, 압연 방향과 압연 수직방향의 성형성의 차이가 나타나지 않는 극박 냉연 강판을 제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는 데, 그 목적이 있다. 특히 냉각되면서 상변화를 일으키는 능력이 뛰어난, 경화능이 높은 Mn, Ni. Cr, Mo 및 B 등의 원소로 경화능을 향상시켜 고강도 극박 강재를 만드는 것이 목표이다.The present invention is to solve the problems of the prior art, by controlling the emphasis and manufacturing conditions appropriately, the process is simplified by maintaining the maximizing effect of the combination of strength and elongation without performing secondary rolling, the rolling direction and rolling vertical It is an object of the present invention to provide a method for producing an ultra-thin cold rolled steel sheet which does not exhibit a difference in formability in a direction. In particular, Mn and Ni have high hardenability with excellent ability to cause phase change while cooling. The goal is to make high strength ultra-thin steels by improving the hardenability with elements such as Cr, Mo and B.

이를 실현하기 위한 수단으로서 본 발명에 따르는 냉연강판은,
As a means for realizing this cold rolled steel sheet according to the present invention,

중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 인 (P): 0.01~0.08%, 잔부 Fe 및 불가피한 기타 원소를 포함하고, 그 조직이 베이나이트 단상 또는 70 vol.%이상의 베이나이트와 잔부 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 한다.
By weight%, carbon (C): 0.15 to 0.25%, manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, silicon (Si): 0.1 to 1.0%, titanium (Ti): 0.01 to 0.05%, boron (B): 5 ˜30 ppm, phosphorus (P): 0.01 to 0.08%, balance Fe and other unavoidable elements, the structure of which comprises bainite single phase or 70 vol.% Or more of bainite and residual ferrite.

또한, 상기 냉연강판에는 Cr, Ni 및 Mo의 적어도 1종 이상이 추가로 포함되며, 이때 Cr, Ni 및 Mo의 각각의 함량은 0.01~0.1%가 바람직하다.
In addition, the cold rolled steel sheet further includes at least one or more of Cr, Ni, and Mo, wherein the respective content of Cr, Ni, and Mo is preferably 0.01 to 0.1%.

또한, 상기 냉연강판의 두께는 0.5mm이하인 것이 바람직하다.
In addition, the thickness of the cold rolled steel sheet is preferably 0.5mm or less.

또한, 상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L-벤딩(bending)성형시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙(crack)의 수가 단위 m당 2개 이하인 것이 바람직하다.
In the cold rolled steel sheet, when the r = 0 L-bending molding test is performed, the number of cracks that can be visually observed at the corners thereof is preferably 2 or less per unit m.

또한, 이를 실현하기 위한 수단으로서 본 발명에 따르는 냉연강판의 제조방법은,
In addition, the method for producing a cold rolled steel sheet according to the present invention as a means for realizing this,

중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 인 (P): 0.01~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하는 강 슬라브를 Ar3온도 이상에서 열간 마무리 압연하는 열간압연단계; 상기 압연된 강판을 500∼800℃에서 권취하는 권취단계; 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연단계; 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 후 250∼450℃의 온도구간까지 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하는 소둔단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.
By weight%, carbon (C): 0.15 to 0.25%, manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, silicon (Si): 0.1 to 1.0%, titanium (Ti): 0.01 to 0.05%, boron (B): 5 30 ppm, phosphorus (P): hot rolling step of hot finishing rolling a steel slab containing 0.01 to 0.08%, balance Fe and other unavoidable elements above an Ar 3 temperature; Winding step of winding the rolled steel sheet at 500 ~ 800 ℃; A cold rolling step of cold rolling the wound steel sheet at a reduction ratio of 50 to 90%; The cold rolled steel sheet is maintained at an annealing temperature of 750 to 850 ° C. for more than 30 seconds in a continuous annealing line, and then cooled to a temperature range of 250 to 450 ° C., and maintained at this temperature for more than 50 seconds, followed by a cooling annealing step. Characterized in that.

또한, 상기 강 슬라브에는 Cr, Ni 및 Mo의 적어도 1종 이상이 추가로 포함될 수 있으며, 이때, 이들 Cr, Ni, Mo의 함량은 각각 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
In addition, the steel slab may further include at least one or more of Cr, Ni and Mo, wherein the content of these Cr, Ni, Mo is preferably limited to 0.01 to 0.1%, respectively.

또한, 상기 열간압연단계는 상기 열연강판의 두께가 1.0~3.0mm가 되도록 행해지는 것이 바람직하다.
In addition, the hot rolling step is preferably performed so that the thickness of the hot rolled steel sheet is 1.0 ~ 3.0mm.

또한, 상기 소둔 시 냉각은 10∼30℃/초의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다.
The annealing is preferably performed at a cooling rate of 10 to 30 ° C / sec.

또한, 상기 소둔 시 강판의 이동속도는 100~500m/min인 것이 바람직하다.In addition, the moving speed of the steel sheet during the annealing is preferably 100 ~ 500m / min.

본 발명에 따르면 우수한 성형성을 유지하며 2차 압연을 행하지 않고도 고강도의 냉연강판을 생산할 수 있어, 압연방향 성형 특성이 우수한 고강도의 냉연강판을 생산할 수 있는 효과가 있다. 또한 상기의 특성을 가진 냉연강판 제조시 2차 압연 등의 추가적인 프로세스를 생략하는 것이 가능하고, 일반적인 제품을 생산하는 연속소둔에 적용가능한 효과가 있다.According to the present invention, it is possible to produce a high strength cold rolled steel sheet without performing secondary rolling while maintaining excellent formability, and thus there is an effect of producing a high strength cold rolled steel sheet having excellent rolling direction molding characteristics. In addition, it is possible to omit additional processes such as secondary rolling in the production of cold rolled steel sheets having the above characteristics, and there is an effect applicable to continuous annealing producing a general product.

도 1은 본 발명에 부합되는 발명강과 본 발명의 범위를 벗어나는 비교강B의 광학조직사진으로서, (a)는 발명강B로 제조된 발명강의 조직사진을 나타낸 것이며, (b)는 비교강B의 조직사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명에 부합되는 발명강의 조직과 비교강B 중 10% 2차 압하한 것의 조직을 나타내는 전자현미경사진으로서, (a)는 배율 2000배의 발명강 조직사진을 나타내며, (b)는 배율 1000배의 비교강 B의 조직사진을 나타낸다.1 is an optical tissue picture of the invention steel according to the present invention and the comparative steel B outside the scope of the present invention, (a) shows a tissue picture of the invention steel made of the invention steel B, (b) is a comparative steel B Represents a tissue picture of.
Figure 2 is an electron micrograph showing the structure of the invention steel according to the invention and the structure of 10% secondary reduction of the comparative steel B, (a) is a 2000 times magnification of the invention steel texture photograph, (b) is The tissue photograph of comparative steel B of 1000 times the magnification is shown.

본 발명은 우수한 성형성을 유지한 고강도 극박 강판을 만들기 위한 것으로, 우수한 성형성을 유지하기 위하여 베이나이트 조직을 포함하는 것을 특징으로 하며, 강도확보를 위해 0.15~0.25%의 탄소함량인 중탄소계 강판을 사용하고 있다.
The present invention is to make a high-strength ultra-thin steel sheet maintaining excellent moldability, characterized in that it comprises a bainite structure in order to maintain excellent moldability, the carbon content of 0.15 ~ 0.25% carbon to secure strength Steel plate is used.

또한, 강중에 Mn, Cr, Ni, Mo의 높은 경화능을 확보할 수 있는 원소를 첨가하여 연속 소둔로(CAL)에서의 소둔시 냉각 속도인 30℃/초 이하의 속도에서도 소둔 중 저온 변태 조직 형성할 수 있도록 함으로써, 연속소둔에 적용가능하도록 하며, 2차 압연을 수행하지 않아도, 2차 압연을 이용한 성형용 고강도 극박재에 비해 높은 경도를 갖도록 하여, 2차 압연 시 나타나는 압연 방향의 벤딩(bending) 성형 시 크랙(crack) 발생 등의 여러 가지 압연방향에 대한 이방성 특성도 나타나지 않도록 한 특징이 있다.
In addition, by adding an element capable of securing high hardenability of Mn, Cr, Ni, and Mo in the steel, the low temperature transformation structure during annealing even at a rate of 30 ° C / sec or lower, which is a cooling rate during annealing in a continuous annealing furnace (CAL) By forming it, it can be applied to continuous annealing, and even without secondary rolling, it has a higher hardness than the high strength ultra-thin material for forming using secondary rolling, so that bending in the rolling direction appearing during secondary rolling ( bending) is characterized in that it does not show anisotropic characteristics in various rolling directions such as cracking during molding.

또한, 본 발명에서 냉각능 향상을 위하여 첨가된 원소인 Cr, Ni, Mo, Mn의 1종 혹은 2종 이상의 첨가물은 경화능 향상뿐 아니라 고용 강화의 효과를 가져, 강재의 강도 수준이 높은 특징이 있다.
In addition, in the present invention, one or two or more additives of Cr, Ni, Mo, and Mn, which are elements added to improve cooling performance, have the effect of enhancing the hardenability as well as strengthening the solid solution and having high strength levels of steel. have.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, the present invention will be described in detail.

먼저, 본 발명의 강 조성에 대하여 설명한다. 아래 각 원소의 함량은 중량%를 나타낸다.
First, the steel composition of this invention is demonstrated. The content of each element below represents weight percent.

탄소(C)의 함량은 0.15~0.25%로 하는 것이 바람직하다.It is preferable to make content of carbon (C) into 0.15 to 0.25%.

상기 C은 극박 냉연 강판 제조시의 충분한 강도를 확보하기 위한 조직 제어를 위하여 0.15% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 그러나, C의 함량이 0.25%를 초과하는 경우에는 탄화물 석출량, 강판의 가공성, 냉간 압연 가능성, 형상 열화, 소둔 시의 통판성 등에 문제가 생길 수 있으므로, C의 함량은 0.15~0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
The C is preferably contained 0.15% or more in order to control the structure for securing sufficient strength in the production of ultra-thin cold rolled steel sheet. However, if the content of C exceeds 0.25%, problems may occur such as carbide precipitation, workability of the steel sheet, the possibility of cold rolling, deterioration of the shape, and the flowability during annealing, so the content of C is limited to 0.15 to 0.25%. It is desirable to.

망간(Mn)의 함량은 1.5~2.5%로 하는 것이 바람직하다.The content of manganese (Mn) is preferably 1.5 to 2.5%.

상기 Mn은 Ar3온도를 낮춰주고, 또한 냉각 시 그 경화능을 향상시켜 낮은 냉각 속도로 냉각하는 경우에는 펄라이트(pearlite) 등의 변태상이 형성되는 것을 지연시켜 일반적인 냉각 속도에서도 베이나이트 상이 형성되도록 해 준다. 또한, 불순물 S의 적열 취성을 방지하기 위해 첨가되는 필수 성분이기도 하다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 1.5% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 2.5%를 초과하면 냉간 압연성, 슬라브의 취성 등에 문제가 생길 수 있으므로, Mn의 함량은 1.5~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 Ar3온도는 연속소둔공정의 냉각 시 변태를 일으키기 위한 오스테나이트 풀(Austenite pool)을 형성하여 주기 위한 역변태 온도이다.
The Mn lowers the Ar 3 temperature and improves its hardenability upon cooling, thereby delaying the formation of transformation phases such as pearlite when cooling at a low cooling rate, thereby allowing the bainite phase to be formed at a general cooling rate. . Moreover, it is also an essential component added in order to prevent the red light brittleness of the impurity S. In order to exhibit such an effect, it is preferable to add 1.5% or more, but if it exceeds 2.5%, problems may occur in cold rolling property, brittleness of the slab, etc., so the content of Mn is preferably limited to 1.5 to 2.5%. The Ar 3 temperature is an inverse transformation temperature for forming an austenite pool for causing transformation during cooling of the continuous annealing process.

규소(Si)의 함량은 0.1~1.0%로 하는 것이 바람직하다.The content of silicon (Si) is preferably 0.1 to 1.0%.

Si은 탈산제 및 고용강화의 역할을 하는 원소로 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.1%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 1.0%를 초과하면 균열 취성 문제가 발생하므로, Si의 함량은 0.1~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si is an element that plays a role of deoxidizer and solid solution strengthening, and it is preferable to add 0.1% or more in order to exhibit such an effect, but if it exceeds 1.0%, crack brittleness problem occurs. It is preferable.

티타늄(Ti)의 함량은 0.01~0.05%로 하는 것이 바람직하다.The content of titanium (Ti) is preferably set to 0.01 to 0.05%.

Ti는 상기 B의 효과를 더욱 확실히 얻기 위해 첨가하는 원소로 강 중 잔존하는 N과 B의 결합으로 형성되는 보론나이트라이드의 형성을 억제하기 위한 스캐빈저(scavenger)의 역할을 한다. 따라서, Ti의 함량은 강 중 잔존하는 N의 함량에 비례하여 결정되는 것으로서, 0.01~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti serves as a scavenger for suppressing the formation of boron nitride formed by the bonding of N and B remaining in the steel as an element added to more reliably obtain the effect of B. Therefore, the content of Ti is determined in proportion to the content of N remaining in the steel, it is preferable to limit to 0.01 ~ 0.05%.

붕소(보론, B)의 함량은 5~30ppm로 제한하는 것이 바람직하다.The content of boron (boron, B) is preferably limited to 5 ~ 30ppm.

상기 B는 Mn과 함께 경화능을 향상시켜 소둔 열처리 시 일반적인 냉각 속도에서도 베이나이트상이 형성될 수 있도록 해주는 주요한 원소이다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 5ppm이상 첨가하는 것이 바람직하나, 30ppm을 초과하여 첨가하면 입계 보론계 석출물을 과도하게 형성하여 강의 물성에 좋지 않은 영향을 미치므로, B의 함량은 5~30ppm로 제한하는 것이 바람직하다.
B is a major element that improves the hardenability together with Mn so that the bainite phase can be formed even at a general cooling rate during annealing. It is preferable to add more than 5ppm to show this effect, but when it is added more than 30ppm, excessive grain boundary boron precipitates are formed, which adversely affects the properties of the steel, so the content of B is limited to 5 to 30ppm. desirable.

P의 함량은 0.01~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.P content is preferably limited to 0.01 ~ 0.08%.

P는 강 중 존재하는 페라이트 상에 고용되어 고용강화를 얻기 위한 원소이다. 0.01%미만 첨가될 경우 고용 강화 특성이 낮아지는 문제가 있으며, 0.08%를 초과하여 첨가될 경우에는 고온 취성 등의 문제를 일으키므로, 그 함량을 0.01~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.
P is an element that is dissolved in the ferrite phase present in the steel to obtain solid solution strengthening. If less than 0.01% is added, there is a problem in that the solid solution strengthening properties are lowered, and when added in excess of 0.08% causes problems such as high temperature brittleness, it is preferable to limit the content to 0.01 to 0.08%.

본 발명에서는 Cr, Ni 및 Mo의 적어도 1종이 추가로 포함될 수 있는데, 이들 Cr, Ni, Mo의 함량은 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.In the present invention, at least one of Cr, Ni, and Mo may be additionally included, and the content of Cr, Ni, and Mo is preferably limited to 0.01 to 0.1%.

Cr, Ni,Mo는 Mn, B와 함께 경화능을 향상시키는 원소로서 소둔 열처리 시 일반적인 냉각 속도에서도 베이나이트상이 형성될 수 있도록 해주는 역할을 한다. 이러한 효과를 나타내기 위해서는 0.01%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.1%를 초과하면 원료 가격 상승, Cr계 석출물 형성 등의 우려가 있으므로, 그 함량을 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr, Ni, Mo, together with Mn and B, is an element that improves the hardenability and plays a role of allowing bainite phase to be formed even at a general cooling rate during annealing heat treatment. In order to exhibit such an effect, it is preferable to add 0.01% or more, but when it exceeds 0.1%, there is a concern that the raw material price increases, Cr-based precipitates are formed, and the content thereof is preferably limited to 0.01 to 0.1%.

상기 C, Mn 및 B 함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C ×wt% Mn×wt% B < 1.875×10- 3 의 관계를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 함량의 곱이 1.13×10-4보다 작은 경우에는 Ar3온도가 상승하고 경화능이 떨어져 베이나이트가 충분히 형성되기 어려우며, 상기 함량의 곱이 1.875×10-3보다 큰 경우에는 압연성이 떨어지고, 취성이 발생될 우려가 있기 때문에 상기의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
It is preferred to satisfy the relation of 3, wherein the C, the product of B and Mn content 1.13 × 10 -4 <wt% C × wt% Mn × wt% B <1.875 × 10. If the product of the content is less than 1.13 × 10 −4 , the Ar 3 temperature rises and the hardenability is low, and thus bainite is hardly formed. If the product of the content is more than 1.875 × 10 −3 , the rolling property is poor and brittle. It is preferable to satisfy the above relationship because there is a possibility of occurrence.

상기 성분외에, Al, S, N등이 포함될 수 있다. 상기 Al은 0.06%까지, S 및 N은 각각 0.03%까지 포함될 수 있다.
In addition to the above components, Al, S, N and the like can be included. The Al may be included up to 0.06%, S and N up to 0.03%, respectively.

본 발명 냉연강판의 미세조직은 70vol.%이상의 베이나이트를 주상으로 하고 잔부 페라이트로 이루어진다. 상기 베이나이트 조직은 일반적인 냉각 속도에서 그 조직을 얻을 수 있으므로 50℃/초 이상의 급속 냉각을 수행하여 얻는 마르텐사이트 강재에 비해 제조 뒤틀림이 적어 가공성 및 성형성을 향상시킨다.
The microstructure of the cold rolled steel sheet of the present invention is composed of bainite of 70 vol.% Or more, and the balance of ferrite. Since the bainite structure can be obtained at a general cooling rate, the fabrication is less distortion compared to the martensitic steel obtained by performing rapid cooling of 50 ° C / sec or more, thereby improving workability and formability.

또한, 본 발명 냉연강판의 미세조직은 페라이트를 30vol.%까지 포함할 수 있는 데 상기 페라이트는 강의 연성을 확보하는 역할을 한다.
In addition, the microstructure of the cold-rolled steel sheet of the present invention may contain up to 30 vol.% Of ferrite, and the ferrite serves to secure ductility of steel.

이하, 본 발명 냉연강판의 제조조건에 대하여 설명한다.
Hereinafter, the manufacturing conditions of the cold rolled steel sheet of the present invention will be described.

본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 가열한 후 Ar3온도 이상에서 열간 마무리 압연하고 500∼800℃에서 권취한다.
In the present invention, the steel slab formed as described above is heated, hot finished rolling at an Ar 3 temperature or higher, and wound at 500 to 800 ° C.

상기 강 슬라브 가열온도는 열간 압연 마무리 온도의 안정적 확보를 위하여 1100℃이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
The steel slab heating temperature is preferably limited to 1100 ℃ or more in order to ensure a stable hot rolling finish temperature.

또한, 상기 열간압연 마무리 온도는 오스테나이트 단상영역에서 압연하기 위하여 Ar3온도 이상으로 한정하는 것이 바람직하며, 더욱 바람직한 열간압연 마무리 온도는 Ar3 ∼ 950℃이다.
In addition, the hot rolling finish temperature is preferably limited to the Ar 3 temperature or more in order to roll in the austenitic single-phase region, and more preferably hot rolling finish temperature is Ar 3 It is -950 degreeC.

상기 권취 온도는 냉간 압연성을 얻기 위해 500℃이상으로 제한하는 것이 바람직하지만, 800℃를 초과하면 결정립이 조대화될 수 있으므로 상기 권취 온도는 500~800℃로 제한하는 것이 바람직하다.
The winding temperature is preferably limited to 500 ° C. or more in order to obtain cold rolling property, but when the temperature exceeds 800 ° C., grains may be coarsened, so the winding temperature is preferably limited to 500 ° C. to 800 ° C.

상기 열연강판의 두께는 특별히 제한되는 것은 아니지만, 극박 냉연강판으로 제조되기 위하여 1.0~3.0mm의 두께가 되도록 압하되는 것이 바람직하다.
Although the thickness of the hot rolled steel sheet is not particularly limited, it is preferable that the thickness of the hot rolled steel sheet is reduced to a thickness of 1.0 to 3.0 mm in order to be manufactured into an ultra-thin cold rolled steel sheet.

본 발명에서는 상기와 같이 석출 강화형 원소를 다량 첨가하지 않았으며, 권취 온도를 500℃이상으로 제어하여 열간 압연 시 경한 조직을 형성하지 않았으므로 열연 최종 강도가 그리 높지 않아, 냉간 압연 시 PCM의 압연 부하를 줄일 수 있다.
In the present invention, a large amount of the precipitation-reinforced element was not added as described above, and the winding temperature was controlled to 500 ° C. or higher, so that no hard structure was formed during hot rolling. Therefore, the final strength of the hot rolled steel was not so high. The load can be reduced.

다음으로, 상기 열간압연된 열연강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연한 후, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔 온도에서 30초 이상 유지한 다음, 250~450℃의 온도구간(과시효 온도구간)까지 바람직하게는 10~30℃/초의 냉각속도로 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지(과시효)한 다음, 냉각하는 연속 소둔을 행함으로써 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판이 제조된다.
Next, after cold rolling the hot rolled hot rolled steel sheet at a reduction ratio of 50 to 90%, the cold rolled steel sheet is maintained at an annealing temperature of 750 to 850 ° C. for at least 30 seconds in a continuous annealing line, and then 250 to 450 Cooling is performed at a cooling rate of 10 to 30 ° C./sec, preferably at 50 ° C. or more (over aging) at a temperature section (over aging temperature section) of C, followed by continuous annealing for cooling to achieve high strength and high rigidity. An ultra-thin cold rolled steel sheet having a form is produced.

상기 냉간 압하율은 50~90%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 냉간 압하율이 50%미만인 경우에는 목표 두께를 확보하는 것이 어렵고, 90%를 초과하는 경우에는 압연성이 떨어지는 문제가 있다.
The cold reduction rate is preferably limited to 50 to 90%. If the cold reduction ratio is less than 50%, it is difficult to secure a target thickness, and if it exceeds 90%, there is a problem of inferior rollability.

상기 소둔 온도가 750℃미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태가 충분히 일어나지 않는 문제점이 있으며, 850℃를 초과하는 경우에는 히트 버클(heat buckle)등이 일어나기 쉬우므로, 상기 소둔 온도는 750~850℃로 제한하는 것이 바람직하다.
If the annealing temperature is less than 750 ℃, there is a problem that the reverse transformation to austenite does not occur sufficiently, and if it exceeds 850 ℃ heat buckle or the like easily occurs, the annealing temperature is 750 ~ 850 ℃ It is preferable to limit to.

상기 소둔 온도에서의 유지시간이 30초 미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태가 충분히 일어나지 않으므로, 상기 유지시간은 30초이상 유지하는 것이 바람직하다.
If the holding time at the annealing temperature is less than 30 seconds, since reverse transformation to austenite does not sufficiently occur, the holding time is preferably maintained for 30 seconds or more.

상기 냉각 정지온도(과시효온도)가 250℃ 미만이거나 450℃를 초과하는 경우에는 베이나이트가 충분히 형성되지 않으므로, 상기 냉각 정지온도(과시효온도)는 250~450℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉각속도가 10℃/초 미만인 경우에는 펄라이트가 형성될 수 있고, 30℃/초를 초과하는 경우에는 마르텐사이트가 형성될 우려가 있으므로, 상기 냉각속도는 10~30℃/초로 제한하는 것이 바람직하다.
Since bainite is not sufficiently formed when the cooling stop temperature (overaging temperature) is less than 250 ° C or more than 450 ° C, the cooling stop temperature (overaging temperature) is preferably limited to 250 to 450 ° C. In addition, pearlite may be formed when the cooling rate is less than 10 ° C./sec, and martensite may be formed when it exceeds 30 ° C./second, and the cooling rate may be limited to 10 to 30 ° C./second. It is preferable.

상기 유지시간(과시효시간)이 50초 미만인 경우에는 베이나이트가 충분히 형성되지 않으므로, 상기 유지시간(과시효시간)은 50초 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
If the holding time (overaging time) is less than 50 seconds, bainite is not sufficiently formed, and therefore, the holding time (overaging time) is preferably limited to 50 seconds or more.

상기 연속소둔 시 강판의 이동속도는 100mm/min 미만인 경우에는 펄라이트가 형성될 수 있고, 500m/min을 초과하는 경우에는 마르텐사이트가 형성될 우려가 있으므로, 베이나이트(bainite)상을 생성시키기 위하여 100~500m/min으로 제한하는 것이 바람직하다.
In the continuous annealing, when the moving speed of the steel sheet is less than 100 mm / min, pearlite may be formed, and when it exceeds 500 m / min, martensite may be formed. Thus, in order to generate a bainite phase, 100 It is preferable to limit to ˜500 m / min.

본 발명에서는 상기와 같은 적극적인 성분 제어를 통해 750~850℃의 온도범위에서 소둔 시 오스테나이트상으로 역변태가 일어나도록 하고, 강판의 조직이 오스테나이트상에서 펄라이트 등으로 변태되지 않은 상태에서 250~450℃의 온도구간까지 냉각하여, 이 온도를 50초 이상 유지함으로써 베이나이트 변태가 일어나도록 한다.
In the present invention, through an active ingredient control as described above, when the annealing occurs in the temperature range of 750 ~ 850 ℃ reverse transformation occurs in the austenite phase, the structure of the steel plate 250 to 450 in the state that is not transformed from the austenite phase to pearlite, etc. Cooling is carried out to a temperature range of 占 폚, and the bainite transformation occurs by maintaining this temperature for 50 seconds or more.

상기와 같이 제조된 냉연강판은 그 조직이 70vol.%이상의 베이나이트를 주상으로 하고 잔부 페라이트를 포함한다.
The cold rolled steel sheet produced as described above has a structure of bainite of 70 vol.% Or more as its main phase and includes residual ferrite.

상기 냉연강판은 강판을 r=0 L-벤딩(bending)성형 시험 시, 그 코너부분에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙의 수가 단위 m당 2개 이하인 것이 바람직하다.
In the cold rolled steel sheet, when the steel sheet is r = 0 L-bending (bending) forming test, it is preferable that the number of cracks that can be visually observed at the corner thereof is 2 or less per unit m.

상기 냉연강판의 두께는 극박강판으로 제조되기 위해 두께가 0.5mm이하가 되는 것이 바람직하다.
The cold rolled steel sheet preferably has a thickness of 0.5 mm or less in order to be manufactured into an ultrathin steel sheet.

상기한 바와 같이, 본 발명은 강내에 경화능을 향상시킬 수 있는 원소인 Mn, Cr, Ni, Mo, B등의 합금을 2종 혹은 그 이상 이용하여 초기 강도를 증가시키지 않은 상태에서 연속소둔 시 베이나이트 변태를 촉진시키는 방법을 이용하여, 2차 압연을 수행하지 않고도 연속소둔라인에서 최종 목적으로 하는 강도 및 성형성을 얻을 수 있는 것이 특징이다.
As described above, the present invention utilizes two or more alloys, such as Mn, Cr, Ni, Mo, and B, which are elements capable of improving the hardenability in steel, when continuous annealing is performed without increasing the initial strength. By using the method of promoting bainite transformation, it is possible to obtain the ultimate strength and formability in the continuous annealing line without performing secondary rolling.

또한, 본 발명은 저탄 계열에 변태를 일으키기 위해 50℃/sec이상의 급속 냉각을 수행하여 마르텐사이트 조직 등을 활용하는 등의 종래기술에 비해, 비슷한 수준의 강도에 마르텐사이트 조직의 특징인 낮은 성형성을 극복할 수 있으며, 전단(shear)변태로 인한 뒤틀림을 방지할 수 있다는 장점을 갖는다.
In addition, the present invention is a low formability characteristic of the martensite structure at a similar level of strength compared to the prior art, such as performing a rapid cooling of 50 ℃ / sec or more to utilize the martensite structure, etc. to cause transformation in the low carbon series It can overcome the, and has the advantage of preventing distortion due to shear (shear) transformation.

또한, 본 발명은 연속소둔공정에서 변태시의 냉각 속도를 일반 연속소둔로(CAL)수준의 냉각속도로 낮춰 고가 합금 첨가나 빠른 냉각속도의 효과 없이도 일반 연속소둔 공정이 적용가능한 저온 고강도 변태조직을 얻을 수 있는 장점을 갖는다.
In addition, the present invention lowers the cooling rate at the time of transformation in the continuous annealing process to a cooling rate of the general continuous annealing furnace (CAL) level to form a low-temperature high-strength transformation structure that can be applied to the general continuous annealing process without the addition of expensive alloys or fast cooling rate It has the advantage to be obtained.

또한, 본 발명은 2차 압연을 수행하지 않아 일반적인 지지용 고강도 극박 소재의 변형 모드인 L-벤딩(bending)시의 성형 특성이 좋으며, 2차 압연을 수행하지 않아 그 항복강도비(YR)값이 낮은 장점을 갖는다.
In addition, the present invention has a good molding characteristics during L-bending, which is a deformation mode of a general high-strength ultra-thin material because it does not perform secondary rolling, and its yield strength ratio (YR) value without performing secondary rolling. This has a low advantage.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples.

(실시예 1)(Example 1)

하기 표 1의 조성을 갖는 강을 열간압연(가열온도: 1250℃, 마무리압연온도: 900℃, 열연강판두께: 2.7mm 및 권취온도: 600℃)한 다음, 하기 표 2의 제조조건으로 냉간압연(1차 냉간압연의 압하율: 89%, 두께: 0.3mm)을 행한 다음, 하기 표 3의 제조조건으로 소둔한 후, 항복강도 및 총연신율, 경도 및 성형성(L-벤딩시 크랙발생 여부)을 조사하고, 항복강도 및 총연신율은 하기 표 2에, 경도는 하기 표 4에 그리고 성형성 평가결과(크랙발생여부)는 하기 표 5에 각각 나타내었다. 한편, 발명강의 소둔조건에 따른 변태량을 측정하고, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다.
The steel having the composition of Table 1 is hot rolled (heating temperature: 1250 ℃, finish rolling temperature: 900 ℃, hot rolled steel sheet thickness: 2.7mm and winding temperature: 600 ℃), and then cold rolled to the manufacturing conditions of Table 2 After cold rolling of primary cold rolling: 89%, thickness: 0.3mm), and then annealed to the manufacturing conditions of Table 3 below, yield strength and total elongation, hardness and formability (whether cracking occurs during L-bending) The yield strength and total elongation are shown in Table 2, hardness in Table 4, and moldability evaluation results (with or without cracks) in Table 5, respectively. On the other hand, the amount of transformation according to the annealing conditions of the invention steel was measured, and the results are shown in Table 6.

또한, 발명재 및 비교재의 광학 조직 사진 및 발명재의 전자 현미경 사진을 관찰하고, 그 결과는 도1 및 도2에 나타내었다.
In addition, an optical micrograph of the invention and a comparative material and an electron micrograph of the invention were observed, and the results are shown in FIGS. 1 and 2.

도 1은 광학 조직 사진을 나타낸 것으로서, (a)는 발명강의 대표사진으로 800℃에서 소둔한 발명강 B의 조직사진을 나타내며, (b)는 비교강의 대표사진으로소둔 후 14%의 2차 압연을 행한 비교강B의 조직 사진을 나타낸다.
Figure 1 shows an optical tissue photograph, (a) is a representative photograph of the invention steel as a representative photograph of the invention steel B annealed at 800 ℃, (b) is a representative photograph of the comparative steel after annealing 14% secondary rolling The structure | tissue photograph of the comparative steel B which performed this is shown.

이러한 조직적인 특성을 파악하기 위해 고배율의 전자현미경으로 발명재의 조직을 관찰한 것이 도 2이다. 도 2의 (a)사진은 도 1의 조건의 발명강을 SEM 2000배율로 촬영한 것이고, 도 2의 (b)는 비교강 B를 10% 2차 압연한 조건의 전자현미경 상의 1000배율로 촬영한 것이다.
In order to understand such a tissue characteristic, the structure of the invention material was observed with a high magnification electron microscope in FIG. 2. Figure 2 (a) is a photograph of the invention steel under the conditions of Figure 1 in the SEM 2000 magnification, Figure 2 (b) is taken at 1000 magnification on the electron microscope under the condition of 10% secondary rolling of comparative steel B It is.

도 1을 보면, 발명재와 비교재의 경우 조직의 확실한 차이를 알 수 있는데, 비교재의 경우 검은색으로 표현된 펄라이트(pearlite)와 페라이트(ferrite)의 혼합이상조직인데 반하여, 발명재의 경우에는 침상의 단상 조직을 갖는 것으로 보인다.
Referring to Figure 1, in the case of the invention and the comparative material can be seen a clear difference, in the case of the comparative material is a mixed abnormal tissue of pearlite (ferrite) and ferrite (black) represented in black, in the case of the invention material It appears to have a single phase tissue.

발명강의 경우, 광학 사진에 비해 선명하게 침상의 페라이트 레스(ferrite lath)내부에 탄화물이 형성된 전형적인 베이나이트(bainite)조직을 갖는 것을 확인할 수 있었고, 비교강의 경우 페라이트 단상에 일부 카바이드가 형성된 조직임을 확인할 수 있었다.In the case of the invention steel, it can be seen that it has a typical bainite structure in which carbides are formed inside the needle-like ferrite lath more clearly than in the optical photograph, and in the case of the comparative steel, some carbides are formed on the ferrite single phase. Could.

강종
Steel grade
조성(wt%)Composition (wt%) CC MnMn SiSi PP SS AlAl CrCr MoMo NiNi TiTi B(ppm)B (ppm) N(ppm)N (ppm) 비교강AComparative Steel A 0.180.18 0.760.76 0.0120.012 0.020.02 0.0040.004 0.040.04 -- -- -- 0.010.01 -- 3434 비교강BComparative Steel B 0.180.18 1.231.23 0.0120.012 0.080.08 0.0050.005 0.020.02 -- -- -- -- -- 4242 발명강Invention river 0.190.19 2.242.24 0.170.17 0.010.01 0.0080.008 0.030.03 0.020.02 0.030.03 0.020.02 0.0160.016 1616 5353

하기 표 2에서, 비교강 A, B의 경우 2차 압하율에 따른 항복강도 및 연신율In Table 2, yield strength and elongation according to the secondary reduction ratio for comparative steels A and B

을 나타내고, 발명강의 경우 연속소둔 직후 2차 압연을 행하지 않은 상태의 항복강In the case of invention steel, yield steel without secondary rolling immediately after continuous annealing

도 및 연신율을 나타낸다.
Degree and elongation are shown.

하기 표 2 및 표 5에서 조직 B는 베이나이트를 나타내고, F는 페라이트를 나타내고, P는 펄라이트를 나타낸다.In Tables 2 and 5 below, tissue B represents bainite, F represents ferrite, and P represents pearlite.

2차 압연량(%)Secondary rolling amount (%) 00 66 1010 1414 2020 2525 3030 4040 5050 5454 조직group 비교강AComparative Steel A 항복강도(MPa)Yield strength (MPa) 390390 -- -- 499499 -- 516516 -- 636636 706706 730730 F단상F single phase 총연신율(%)% Total elongation 2525 -- -- 6.416.41 -- 3.223.22 -- 1.541.54 1.881.88 3.13.1 비교강BComparative Steel B 항복강도(MPa)Yield strength (MPa) 447447 553553 685685 657657 720720 -- 770770 835835 -- -- F+PF + P 총연신율(%)% Total elongation 23.723.7 14.814.8 6.06.0 9.59.5 5.25.2 -- 3.93.9 3.63.6 -- -- 발명강조건AInventive Steel Condition A 항복강도(MPa)Yield strength (MPa) 720720 -- -- -- -- -- -- -- -- -- B+F(9vol.%)B + F (9 vol.%) 총연신율(%)% Total elongation 5.25.2 -- -- -- -- -- -- -- -- -- 발명강
조건BInvention steel
Condition B 항복강도(MPa)Yield strength (MPa) 900900 -- -- -- -- -- -- -- -- -- B단상
B phase
총연신율(%)% Total elongation 6.56.5 -- -- -- -- -- -- -- -- --

발명강
조건Invention steel
Condition 가열속도
(℃/초)Heating rate
(° C / sec) 균열온도
(℃)Crack temperature
(℃) 균열시간
(초)Crack time
(second) 냉각속도
(℃/초)Cooling rate
(° C / sec) 과시효온도
(냉각정지온도)
(℃)Aging temperature
(Cooling stop temperature)
(℃) 과시효시간
(유지시간)(초)Aging time
(Holding time) (sec) 조건ACondition A 77 750750 9797 1515 350350 217217 조건BCondition B 77 800800 9797 1515 350350 217217

비교강 AComparative Steel A 비교강 BComparative Steel B 발명강
조건 AInvention steel
Condition A 발명강
조건 BInvention steel
Condition B 경도
(HV500g)Hardness
(HV500g) 220220 212212 381381 420420

하기 표 5는 발명강과 비교강의 성형성 테스트 실험 결과를 나타낸 것으로서, L-벤딩(bending) 실험은 다이 클리어런스(die clearances)에 크랙(crack)형성 유무가 영향을 받으므로, 다이 사이의 간격을 거의 0으로 하는 열악한 조건을 가정하였으며 r=0 벤딩(bending)을 이용하여 90도 L-벤딩(bending)실험을 실시한 것이다.
Table 5 below shows the results of the test of the formability of the inventive steel and the comparative steel. In the L-bending test, crack formation is affected by die clearances, and thus the gap between dies is almost reduced. A poor condition of 0 was assumed and a 90 degree L-bending experiment was performed using r = 0 bending.

그리고 발명강의 소둔 조건은 700℃ 수준에서 만들어진 발명강의 경우 소둔 온도가 낮아 역변태를 충분히 일으키지 못하여 조직 내 베이나이트(bainite)분율이 적어 목표로 하는 높은 강도를 얻을 수 없었으므로 성형 시험을 위한 시험편은 그 소둔 온도를 750℃, 780℃, 800℃로 한정하여 실험하였다. 실험은 총 2회 진행하였다. 표 5에서 ×라고 명기된 경우 크랙이 발생한 것을 의미하며, △는 크랙이 발생하지 않았으나 크랙이 발생하기 전단계인 네킹(necking)이 발생한 경우를 의미하고, ○는 크랙이 발생하지 않은 클리어한 표면(clear surface)을 의미한다.And the annealing condition of the invention steel is a low temperature annealing temperature of the invention steel made at 700 ℃ level does not sufficiently inverse transformation, so the bainite fraction in the tissue is small, the target high strength could not be obtained, so the test piece for forming test It experimented by limiting the annealing temperature to 750 degreeC, 780 degreeC, and 800 degreeC. The experiment was carried out twice. In Table 5, if x is used to indicate cracking, △ means no cracking occurs but necking occurs before the cracking occurs, and ○ means cleared surface without cracking ( clear surface).

크랙발생여부(○,△,×)Crack occurrence (○, △, ×) L-벤딩L-bending 180도 폴딩(folding)180 degree folding 조직group 냉각속도(℃/초)Cooling rate (℃ / sec) 1010 1515 2020 3030 1010 1515 2020 3030 발명강 소둔온도:750℃Inventive Steel Annealing Temperature: 750 ℃ ○○ ○○ △△ ×× ×× ×× ×× ×× ○○ △△ ×× ×× ×× ×× ×× ×× B+FB + F 발명강 소둔온도:780℃ Inventive Steel Annealing Temperature: 780 ℃ ○○ ○○ ○○ ○○ ○○ △△ ×× △△ ○○ ○○ ○○ ○○ △△ ×× ×× ×× 발명강 소둔온도:800℃Inventive steel annealing temperature: 800 ℃ ○○ ○○ ○○ ○○ ○○ ○○ △△ ×× ○○ ○○ ○○ ○○ ○○ ○○ ×× ×× 크랙발생여부(○,△,×)Crack occurrence (○, △, ×) L-벤딩L-bending 180도 폴딩(folding)180 degree folding 조직group 2차 압연량(%)Secondary rolling amount (%) 1010 2020 3030 4040 1010 2020 3030 4040 비교강 AComparative Steel A ○○ ○○ ○○ ○○ ×× ×× ×× ×× ○○ ○○ ×× ×× ×× ×× ×× ×× F단상F single phase 비교강 BComparative Steel B ○○ ○○ ○○ ○○ △△ △△ ×× ×× ○○ ○○ △△ △△ ×× ×× ×× ×× F+PF + P

하기 표 6에서는 발명강의 소둔 조건이 상변태에 미치는 영향을 시뮬레이션 In Table 6, the effect of the annealing conditions of the invention steel on the phase transformation

하기 위해 딜라토미터(dilatometer) 실험한 결과를 이용하여, 350℃ 과시효 구간에서 베이나이트로 변태되는 양을 상대적으로 나타낸 것이다. 이때 마지막 항의 노말라이즈(Normalized)된 변태 길이가 바로 350℃ 과시효 온도에서 오스테나이트가 베이나이트로 변태되는 상대적인 양을 나타내는 것이다.In order to use a dilatometer test result, the amount of transformation to bainite in the 350 ° C overaging period is relatively shown. In this case, the normalized transformation length of the last term indicates the relative amount of austenite transformation to bainite at 350 ° C overaging temperature.

균열(소둔)
온도(℃)Crack (annealed)
Temperature (℃) 균열(유지)
시간(초)Crack (Maintenance)
Time in seconds 냉각속도
(℃/초)Cooling rate
(° C / sec) 베이나이트변태구간
시편길이변화량(dL)(mm/mm)Bainite Transformation Section
Specimen Length Variation (dL) (mm / mm) 시편초기길이
(L0)(mm)Initial specimen length
(L0) (mm) 노말라이즈화
(nomalized)Normalize shoes
(nomalized) 750750 146146 1515 0.0006560.000656 10.210.2 64.51564.515 750750 146146 55 0.000610.00061 10.110.1 60.0360.03 750750 291291 55 0.0008970.000897 10.110.1 88.89588.895 750750 4949 1010 0.0006210.000621 10.410.4 59.859.8 750750 4949 1515 0.0005980.000598 10.1210.12 58.76558.765 750750 4949 2020 0.0008280.000828 10.210.2 81.99581.995 750750 4949 5050 0.0016910.001691 10.210.2 165.485165.485 750750 9797 1010 0.0009660.000966 10.1210.12 95.10595.105 750750 9797 1515 0.0005410.000541 10.210.2 52.6752.67 750750 9797 2020 0.0012080.001208 10.210.2 119.025119.025 750750 9797 5050 0.0022660.002266 10.210.2 222.295222.295 798.5798.5 4949 55 0.0012420.001242 10.310.3 120.75120.75 847.5847.5 4949 1010 0.0027030.002703 10.210.2 264.5264.5 799.5799.5 4949 1515 0.0036460.003646 10.210.2 357.535357.535 819.5819.5 4949 2020 0.0036920.003692 10.210.2 361.79361.79 782782 4949 5050 0.0038070.003807 10.210.2 373.52373.52 783.5783.5 9797 55 0.0008630.000863 10.310.3 83.9583.95 802802 146146 55 0.0016330.001633 10.210.2 160.54160.54

상기 표 6에 나타난 바와 같이, 동일한 소둔 온도와 소둔 시간에서 소둔 후 냉각속도가 빠를수록 베이나이트 변태량이 늘어난다. 이를 소둔 온도 측면에서 보면, 소둔 온도가 증가할수록 베이나이트로 변태되는 분율이 크게 증가하여, 소둔온도의 영향이 매우 큰 것을 알 수 있다. 한편, 소둔 시간의 경우, 낮은 소둔 온도에서 소둔시간을 길게 한 경우에는 변태되는 분율이 상대적으로 크지 않았지만, 높은 온도에서 소둔시간을 짧게 한 경우에는 변태되는 분율이 급격히 증가함으로, 소둔시간을 길게하는 것은 변태량 증가에 크게 영향을 미치지 않으며 어느정도 이상이면 충분함을 알 수 있었다. 상기 실험값을 참고했을 때, 750℃이상의 온도에서 30초 이상의 유지 시간을 갖는 경우 페라이트에서 오스테나이트로의 역변태가 충분히 일어남을 유추할 수 있다.
As shown in Table 6, at the same annealing temperature and annealing time, the higher the cooling rate after annealing increases the amount of bainite transformation. In terms of annealing temperature, as the annealing temperature increases, the fraction transformed into bainite increases significantly, indicating that the effect of the annealing temperature is very large. On the other hand, in the case of annealing time, when the annealing time was extended at a low annealing temperature, the transformed fraction was not relatively large. However, when the annealing time was shortened at a high temperature, the transformed fraction rapidly increased, thereby increasing the annealing time. This did not significantly affect the increase in the amount of metamorphosis, it was found that more than enough. Referring to the above experimental values, it can be inferred that the reverse transformation of ferrite to austenite occurs sufficiently when the holding time is longer than 30 seconds at a temperature of 750 ° C. or higher.

이러한 상변태 측면을 참고하면, 소둔 온도 800℃에서 냉각 속도가 빠를수록 베이나이트상의 형성이 활발해지지만, 현재 연속소둔의 설비상 30℃/초 정도의 낮은 냉각 속도에서도 충분히 베이나이트 상을 형성할 수 있기 때문에 본 발명의 소둔 조건을 소둔온도 750℃이상, 소둔 냉각 속도를 10~30℃/초로 한정하였다.
Referring to this phase transformation aspect, the faster the cooling rate at the annealing temperature of 800 ℃, the more active the formation of bainite phase, but can be sufficiently formed bainite phase even at a low cooling rate of about 30 ℃ / sec on the current continuous annealing equipment Therefore, the annealing conditions of the present invention were limited to annealing temperature of 750 ° C. or higher and annealing cooling rate to 10 to 30 ° C./sec.

본 실험예에서 확인할 수 있듯이, 본 발명의 강재의 경우, 비교재에 비해 2차 압연 등의 추가적인 프로세스 없이도 비교재 이상의 우수한 강도와 성형성을 가지며, 2차 압연을 행하지 않아 압연 방향 성형 특성이 우수하고, 소둔 조건이 일반적인 제품을 생산하는 연속소둔이며, 900MPa급의 고강도의 강재를 생산할 수 있는 장점이 있다. As can be seen in the present experimental example, the steel of the present invention has superior strength and formability than the comparative material without additional processes such as secondary rolling, and does not perform secondary rolling, and excellent rolling direction molding characteristics compared to the comparative material. And, the annealing condition is a continuous annealing to produce a general product, there is an advantage that can produce high strength steel of 900MPa class.

Claims (11)

중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 인 (P): 0.01~0.08%, Cr, Ni 및 Mo의 적어도 1종 이상이 추가로 포함되고, 이들 Cr, Ni, Mo의 함량은 각각 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하고, 조직이 베이나이트 단상 또는 70 vol.%이상의 베이나이트와 잔부 페라이트를 포함하며, 0.5㎜ 이하의 두께를 갖는 고강도 및 고성형성의 극박 냉연강판.
By weight%, carbon (C): 0.15 to 0.25%, manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, silicon (Si): 0.1 to 1.0%, titanium (Ti): 0.01 to 0.05%, boron (B): 5 ~ 30 ppm, phosphorus (P): 0.01 to 0.08%, at least one or more of Cr, Ni and Mo are further included, and the content of these Cr, Ni and Mo is 0.01 to 0.1%, the balance Fe and other unavoidable elements, respectively. It comprises a bainite single phase or more than 70 vol.% Bainite and the balance ferrite, the high strength and high formability ultra-thin cold rolled steel sheet having a thickness of 0.5mm or less.
삭제delete 청구항 1에 있어서,
상기 C, Mn 및 B함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C×wt% Mn×wt% B < 1.875×10-3 의 관계를 만족하는 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판.
The method according to claim 1,
A high strength ultra-thin cold rolled steel sheet using cold rolling, in which the product of C, Mn, and B content satisfies a relationship of 1.13 × 10 −4 <wt% C × wt% Mn × wt% B <1.875 × 10 −3 .
삭제delete 청구항 1 및 3중 어느 한 항에 있어서,
상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L-벤딩(bending)성형시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙(crack)의 수가 단위 m당 2개 이하인 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판.
The method according to any one of claims 1 and 3,
The cold rolled steel sheet is a high strength ultra-thin cold rolled steel sheet using cold rolling in which the number of cracks that can be visually observed in the corner portion of the steel sheet during r = 0 L-bending molding test. .
중량 %로, 탄소 (C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B):5~30ppm, 인 (P): 0.01~0.08%, Cr, Ni 및 Mo의 적어도 1종 이상이 추가로 포함되고, 이들 Cr, Ni 및 Mo의 함량은 각각 0.01~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소를 포함하는 강 슬라브를 Ar3온도 이상 950℃이하에서 열간 마무리 압연하는 열간압연단계;
상기 압연된 강판을 500∼800℃에서 권취하는 권취단계;
상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연단계;
냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 후 250∼450℃의 온도구간까지 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하는 소둔단계를 포함하고, 0.5㎜ 이하의 두께를 갖는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연강판의 제조방법.
By weight%, carbon (C): 0.15 to 0.25%, manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, silicon (Si): 0.1 to 1.0%, titanium (Ti): 0.01 to 0.05%, boron (B): 5 ˜30 ppm, phosphorus (P): 0.01 to 0.08%, at least one or more of Cr, Ni and Mo are further included, and the contents of Cr, Ni and Mo are respectively 0.01 to 0.1%, balance Fe and other unavoidable elements A hot rolling step of hot finishing rolling the steel slab comprising an Ar 3 temperature or more at 950 ° C. or less;
Winding step of winding the rolled steel sheet at 500 ~ 800 ℃;
A cold rolling step of cold rolling the wound steel sheet at a reduction ratio of 50 to 90%;
The cold rolled steel sheet is maintained at an annealing temperature of 750 to 850 ° C. for more than 30 seconds in a continuous annealing line, and then cooled to a temperature range of 250 to 450 ° C., and maintained at this temperature for more than 50 seconds, followed by a cooling annealing step. And a method of producing an ultra-thin cold rolled steel sheet having high strength and high formability having a thickness of 0.5 mm or less.
삭제delete 청구항 6에 있어서,
상기 C, Mn 및 B함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C×wt% Mn×wt% B < 1.875×10- 3 의 관계를 만족하는 냉간압연을 이용한 고강도 극박 냉연강판의 제조방법.
The method of claim 6,
The method of producing a high strength ultra-thin cold rolled steel sheet using cold rolling, wherein the product of C, Mn and B content satisfies a relationship of 1.13 × 10 −4 <wt% C × wt% Mn × wt% B <1.875 × 10 − 3 .
청구항 6에 있어서,
상기 열연단계는 열연강판의 두께가 1.0~3.0mm가 되도록 행하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연강판의 제조방법.
The method of claim 6,
The hot rolling step is a method for producing an ultra-thin cold rolled steel sheet having high strength and high formability to be performed so that the thickness of the hot rolled steel sheet is 1.0 ~ 3.0mm.
청구항 6, 8 및 9 중 어느 한 항에 있어서,
상기 소둔 시 냉각속도가 10∼30℃/초인 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연강판의 제조방법.
The method according to any one of claims 6, 8 and 9,
The method of producing an ultra-thin cold rolled steel sheet having a high strength and high formability when the annealing cooling rate is 10 ~ 30 ℃ / sec.
청구항 6, 8 및 9중 어느 한 항에 있어서,
상기 소둔 시 강판의 이동속도가 100~500m/min인 고강도 극박 냉연강판의 제조방법. The method according to any one of claims 6, 8 and 9,
Method of producing a high strength ultra-thin cold rolled steel sheet having a moving speed of 100 ~ 500m / min at the time of the annealing.
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