KR20220086202A - 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판 - Google Patents

항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판 Download PDF

Info

Publication number
KR20220086202A
KR20220086202A KR1020200176438A KR20200176438A KR20220086202A KR 20220086202 A KR20220086202 A KR 20220086202A KR 1020200176438 A KR1020200176438 A KR 1020200176438A KR 20200176438 A KR20200176438 A KR 20200176438A KR 20220086202 A KR20220086202 A KR 20220086202A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
strength cold
strength
martensite
Prior art date
Application number
KR1020200176438A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102470747B1 (ko
Inventor
현철승
안연상
류주현
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020200176438A priority Critical patent/KR102470747B1/ko
Publication of KR20220086202A publication Critical patent/KR20220086202A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102470747B1 publication Critical patent/KR102470747B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 중량%로, 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo), 보론(B) 0.0001 내지 0.002%, 0.1 내지 0.3%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 조직이 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성되며, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율은 하기 관계식 1을 만족하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
70 ≤ TM / (FM + TM) ≤ 85
(상기 관계식 1에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이다)

Description

항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판 {A METHOD OF PREPARING UTLRA HIGH STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT YIELD RATIO AND DUCTILITY AND UTLRA HIGH STRENGTH COLD -ROLLED STEEL SHEET USING THE SAME}
본 발명은 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판에 관한 것으로, 더 바람직하게는 항복강도가 900MPa 이상, 인장강도가 1,180MPa, 연신율이 8.0% 및 항복비가 0.7 이상인 특징을 동시에 가지는 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판에 대한 것이다.
최근 강화되고 있는 이산화탄소 배출 규제로 인해 연비 향상의 필요성이 증대되어 자동차사들은 차체의 경량화에 집중하고 있다. 또한, 환경문제 뿐 아니라 자동차의 내충격성에 대한 안정성 규제가 확대되면서 자동차 구조 부재에 대한 고강도 강의 적용은 지속적으로 증가하는 추세이다.
상술한 고강도 강을 제조하기 위한 한 방법으로써 열처리 과정에서 소둔후 급속냉각 구간(Rapid cooling Section; RCS)을 추가하여 강도를 강화하는 방법이 연구되고 있다. 구체적으로 상기 급속냉각으로 강판 내 일부 마르텐사이트를 템퍼링시켜 템퍼드 마르텐사이트로 변태시켜 높은 항복강도 및 인장강도를 구현하는 방법이다. 이는 높은 항복강도 뿐 아니라 상간경도차 감소에 따른 성형성의 향상을 함께 도모할 수 있다는 장점이 있다.
이러한 장점으로 인하여 소둔 및 급속냉간을 포함하는 강판 제조방법에 대한 연구가 지속적으로 이루어지고 있다.
일 예로, 일본 공개특허공보 1992-289120호에서는 탄소 0.18% 이상의 강재를 연속소둔 후 상온까지 수냉하고, 120~300℃에서 1~15분간 과시효 처리하여 마르텐사이트 80~97면적% 이상인 강재를 제조하는 기술을 제안한다. 하지만 상기의 제조방법은 수냉 후 템퍼링으로 인하여 강도를 강화하는 방법이기 때문에 항복비는 매우 높지만 수냉시 폭/길이 방향의 온도편차로 인한 코일의 형상품질 열화 및 재질편차 문제로 성형시 크랙 등이 발생한다는 문제점이 있다.
다른 일 예로 대한민국 공개특허공보 제10-2020-0036759호에서는 냉연강판을 (Ae3+30℃~Ae3+80℃)의 온도범위에서 소둔하는 단계를 포함하는 강판 제조방법이 개시되어 있으나, 상기의 방법은 강판 내 잔류 오스테나이트를 만들기 위해 첨가되는 다량의 Si와 Al으로 인해 제강 및 연주 시에 표면품질의 확보가 까다롭고, 최종 제품에서도 외판 수준의 도금 표면품질을 얻기 어려운 문제점이 있다.
또한, 일본 공개특허공보 2010-090432호와 같이 합금성분을 보다 높여 템퍼드 마르텐사이트를 활용한 고강도 고연성 냉연강판을 제조할 수 있다. 상술한 제조방법은 연속소둔 후의 판형상이 양호할 뿐 아니라 템퍼드 마르텐사이트에 따른 상간경도차 감소로 성형성의 향상 유도할 수 있지만, 탄소(C)가 0.2% 이상 함유되어 있어 용접성이 열위하고 Si 함량도 높아 로내 덴트가 쉽게 발생할 수 있는 단점이 있다.
상술한 문제점들을 해결하고 높은 항복비와 성형성을 동시에 확보하는데 필요한 요구물성들을 고려해 볼 때, 구현 가능한 인장강도는 약 1180MPa급 수준으로 판단되며, 이를 바탕으로 한 고강도 냉연강판이 조속히 개발될 필요가 있다.
일본 공개특허공보 1992-289120호(1992.10.14) 대한민국 공개특허공보 제10-2020-0036759호 (2020.04.07) 일본 공개특허공보 제2010-090432호(2010.04.22)
따라서 본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 첨가 원소들의 함량 및 제조조건을 제어하여 항복강도가 900MPa 이상, 인장강도가 1,180MPa, 연신율이 8.0% 및 항복비가 0.7 이상인 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판을 제공함을 목적으로 한다.
아울러, 7000MPax% 이상의 항복강도와 연신율의 곱(YSxEl), 25.0% 이상의 구멍확장성(HER)을 동시에 가지는 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판을 제공함을 목적으로 한다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 양태는 중량%로, 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo) 0.1 내지 0.3%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 조직이 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성되며,상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율은 하기 관계식 1을 만족하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
70 ≤ TM / (FM + TM) ≤ 85
(상기 관계식 1에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이다)
상기 일 양태에 있어서, 상기 고강도 냉연강판의 페라이트와 베이나이트의 면적분율이 5.0 내지 15.0%일 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 고강도 냉연강판의 미세분율은 하기 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
8.0 ≤ (TM + FM) / (F + B) ≤ 16.0
(상기 관계식 2에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, F는 페라이트의 면적분율(%)이며, B는 베이나이트의 면적분율(%)이다)
상기 일 양태에 있어서, 상기 고강도 냉연강판은 항복비가 0.7 이상이며, 연신율이 8.0% 이상일 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 고강도 냉연강판은 항복강도가 900MPa 이상이고, 인장강도가 1,180MPa 이상일 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 중량%로, 크롬(Cr) 0.5% 이하, 나이오븀(Nb) 0.1% 이하, 타이타늄(Ti) 0.1% 이하 및 보론(B) 0.002% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 또 다른 일 양태에 있어서, 중량%로, 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo) 0.1 내지 0.3%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 구성된 냉연강판을 준비하는 단계, 상기 냉연강판을 700 내지 820℃에서 연속적으로 소둔하는 단계, 상기 소둔된 강판을 620 내지 700℃까지 1차 냉각하는 단계, 상기 1차 냉각된 강판을 280 내지 580℃까지 2차 냉각하는 단계 상기 2차 냉각된 강판을 400 내지 500℃까지 과시효 처리하는 단계를 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
70 ≤ TM / (FM + TM) ≤ 85
(상기 관계식 1에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이다)
상기 일 양태에 있어서, 상기 연속적으로 소둔하는 단계는 810 내지 820℃에서 수행될수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 2차 냉각하는 단계는 280 내지 320℃까지 수행될 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 1차 냉각하는 단계는 상기 소둔된 강판을 1 내지 10℃/s의 속도로 냉각될 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 2차 냉각하는 단계는 상기 1차 냉각된 강판을 5 내지 20℃/s의 속도로 냉각될 수 있다.
본 발명에 의하면, 냉간 성형용 자동차 강판에 요구되는 항복비 및 성형성을 만족시키는 고강도 냉연강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 효과는 전술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 이하에 기술된 설명으로부터 유추 가능한 효과를 포함하는 것으로 해석될 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시 예에 따른 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법을 설명하기 위한 순서도이다.
도 2는 실시예 1로 제조된 강판의 미세구조를 관찰하기 위한 주사전자현미경(SEM) 촬영 사진이다.
본 발명의 실시예들에 대한 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성 요소를 지칭한다.
본 발명의 실시예들을 설명함에 있어서 공지 기능 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명을 생략할 것이다. 그리고 후술되는 용어들은 본 발명의 실시예에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있다. 그러므로 그 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다. 이하, 본 발명의 실시예를 상세히 설명하기로 한다.
본 발명은 강의 성분조성과 연계하여 열처리 조건을 제어함으로써 항복강도(Yield Strength; YS)가 900MPa, 인장강도(TenSile Strength; TS)가 1,180MPa 이상을 유지한 상태에서 항복비가 0.7, 연신율이 8.0% 이상을 갖는 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다. 또한, 상기 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판은 7000MPax% 이상의 항복강도와 연신율의 곱(YSxEl) 및 25.0% 이상의 구멍확장성(HER)을 만족할 수 있다. 이를 통해 고강도 냉연강판의 사용이 증가되고 있는 자동차 차체 및 구조 부재, 예를 들어, 시트레일 (Seat rail), 필라 (Pillar), 펜더(Fender)부의 충돌 안정성을 강화하면서, 성형성을 향상시킬 수 있다.
일 예로, 본 발명은 소둔 시 소둔이 발생되는 온도 및 소둔 이후 급속냉각 구간(Rapid cooling Section; RCS)의 온도를 최적화함으로써 동일한 조성의 냉연강판임에도 불구하고 항복강도(YS)가 900MPa 이상, 인장강도(TS)가 1,180MPa이상, 항복비가 0.7 이상 및 연신율이 8.0%이상의 물성을 구현할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로, 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo) 0.1 내지 0.3%, 보론(B) 0.0001 내지 0.002%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
또한, 상기 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판은 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 조직을 가질 수 있다.
이 때, 상기 마르텐사이트는 프레시 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트로 구분될 수 있다. 상기 프레시 마르텐사이트는 소둔 과정에서 형성된 오스테나이트가 급냉 과정을 통해 무확산변태하여 형성된 조직을 의미하며, 통상적인 마르텐사이트를 의미한다.
상기 템퍼드 마르텐사이트는 상기 프레시 마르텐사이트를 400 내지 500℃에서 과시효 처리하여 변화시킨 상을 의미한다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 상기 프레시 마르텐사이트에서 빠져나온 탄소(C)가 전위에 고착되어 코트렐 분위기(Cottrell atmosphere)를 형성함으로써, 구현된다.
이는, 상기 강판의 인장강도를 소폭 감소시키는 대신 항복강도를 크게 향상시키는 효과가 있다. 즉, 마르텐사이트 내 상기 프레시 마르텐사이트에서의 면적분율과 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율을 적절히 조절함으로써, 상기 강판의 강도를 제어할 수 있다. 또한, 최종 냉각 후 상온에서 잔류한 오스테나이트로 인해 연신율의 향상도 도모할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 프레시 마르텐사이트 및 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율은 하기 관계식 1을 만족하는 범위에서 형성될 수 있다.
[관계식 1]
70 ≤ TM / (FM + TM) ≤ 85
(상기 관계식 1에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이다)
즉, 상기 관계식 1은 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율을 의미하며, 상기 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 70 내지 85로 형성되어 항복강도(YS)가 900MPa 이상, 인장강도(TS)가 1,180MPa이상인 상태에서 항복비 및 성형성을 최적화 시킬 수 있다.
상기 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율(TM / (FM + TM) x 100)이 70 미만이면, 마르텐사이트 중 프레시 마르텐사이트의 분율이 향상되어 항복비 및 성형성이 만족된 상태에서 900MPa이상의 항복강도, 1,180MPa 이상의 인장강도를 만족시키기 어렵다. 반대로 상기 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율(TM / (FM + TM) x 100)이 85를 초과하면 마르텐사이트 내 템퍼드 마르텐사이트 조직이 과도하게 형성되어 강도가 만족된 상태에서 0.7 이상의 항복비와 8.0% 이상의 연신율을 구현하기에 어려움이 있다.
특히, 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 70 내지 85를 만족하면, 25.0% 이상의 구멍확장성(HER) 및 7000MPax% 이상의 항복강도와 연신율의 곱(YSxEl)을 모두 만족할 수 있음을 발견하였다. 이러한 이유로, 상기 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율(TM / (FM + TM) x 100)은 70 내지 85 인 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 75 내지 85일 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판은 1m x 1m 범위 내 평균 직경이 50nm 이하인 미세석출물이 1012개 이상 석출될 수 있다. 상기 미세석출물은 Ti, Nb 및 Mo 금속원소 또는 상기 금속원소들을 포함하는 합금일 수 있다. 이를 통해, 통상적으로 제공되는 다른 강판에 비해 고강도 특성을 보다 효과적으로 구현할 수 있다.
이하, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명하도록 한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
탄소(C)는 0.14 내지 0.2 중량% 포함된다.
상기 탄소(C)는 강판의 강도를 강화하는데 결정적으로 기여하는 원소이다. 아울러, 상기 탄소(C)는 강판 내 마르텐사이트의 형성을 촉진하여 강판을 강화할 수 있다. 아울러, 상기 탄소(C)는 오스테나이트 안정화 원소로써 잔류 오스테나이트 형성에 가장 중요한 역할을 한다. 예를 들어, 상기 탄소(C)의 함량이 증가하면 강판 내 마르텐사이트의 형성이 증가할 수 있다. 이는 강판의 강도를 향상시키기 위한 복합조직상 형성에 유리하지만, 상기 탄소(C)의 함량이 필요 이상으로 포함되면 연신율을 제어하기 어려움으로, 강도 및 연신율을 동시에 제어하기 위해서는 적정 수준의 함량으로 제어할 필요가 있다.
상술한 이유로 인하여, 상기 탄소(C)는 0.14 내지0.2 중량% 포함되는 것이 바람직하다. 상기 탄소(C)가 0.14 중량% 미만이면, 강판 내 마르텐사이트 형성이 부족하여 강도가 감소할 수 있다. 반대로 상기 탄소(C)가 0.2 중량%를 초과하면, 연신율이 감소하여 성형성이 감소된다. 이러한 이유로 상기 탄소(C)는 0.14 내지 0.2 중량% 포함되는 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 0.14 내지 0.18 중량% 포함할 수 있다.
망간(Mn)은 2.5 내지 3.0중량% 포함될 수 있다.
상기 망간(Mn)은 강의 경화능을 향상시키는 원소이며, 특히 강판 내 마르텐사이트를 형성하는데 기여할 수 있다. 동시에 상기 망간(Mn)은 강판의 고용강화를 촉진하여 강판의 강도를 향상하는데 기여할 수 있다. 또한, 상기 강판에 불가피하게 첨가되는 황(S)을 MnS로 석출시켜 열간압연시 황(S)에 의한 판파단 발생 및 고온취화 현상을 억제시킬 수 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 망간(Mn)은 2.5 중량% 더 바람직하게는 2.6 중량% 포함될 수 있다.
하지만, 상기 망간(Mn)이 3.0 중량%를 초과하면 상기 강판의 용접성이 열위해질 뿐만 아니라, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정해지며, 밴드(Band) 형태의 산화물 띠가 형성되어 가공크랙 및 판파단 발생 위험이 높아지는 문제가 있다. 또한, 망간(Mn) 함량이 3.0 중량%를 초과하면 소둔(annealing) 시 망간(Mn) 산화물이 강판의 표면에 용출되어 도금성을 저해하는 문제가 발생된다. 이러한 이유로, 상기 망간(Mn)은 2.5 내지 3.0중량% 포함될 수 있으며, 더 바람직하게는 2.5 내지 2.9 중량% 포함될 수 있다.
규소(Si)는 0.3 내지 0.6 중량% 포함될 수 있다.
상기 규소(Si)는 페라이트 형성을 촉진하고, 미변태 오스테나이트로의 탄소(C) 농화를 조장하여 마르텐사이트 형성을 촉진할 수 있다. 즉, 상기 규소(Si)는 상대적으로 연성이 우수한 페라이트 형성을 촉진하는 동시에 상대적으로 강도가 강한 마르텐사이트 형성을 촉진하여 강판의 연성을 저하시키지 않는 한도에서 강도를 확보하는데 기여할 수 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 규소(Si)는 0.3 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.35 중량%이상 포함될 수 있다.
하지만 상기 규소(Si)가 0.6 중량%를 초과하면 강판 표면에 규소(Si) 산화물을 형성함으로써 도금성을 저해할 수 있으며, 수소취성 및 용접성의 열위를 야기할 수 있다. 이러한 이유로, 상기 규소(Si)는 0.3 내지 0.6 중량% 포함되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.35 내지 0.45 중량% 포함될 수 있다.
산가용 알루미늄(sol.Al)은 0.02 내지 0.05 중량% 포함될 수 있다.
상기 산가용 알루미늄(sol.Al)은 강판의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로 0.02 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.03 중량% 이상 포함될 수 있다.
하지만 산가용 알루미늄(sol.Al)의 함량이 과도한 경우, 제강 연주 조업시 개재물의 과다 형성으로 도금 시 강판 표면 불량이 발생할 수 있다. 이러한 이유로 상기 산가용 알루미늄(sol.Al)은 0.02 내지 0.05 중량%, 더 바람직하게는 0.03 내지 0.04 중량% 포함될 수 있다.
몰리브덴(Mo)은 0.1 내지 0.3중량% 포함될 수 있다.
상기 몰리브덴(Mo)은 강판의 경화능을 향상시킬 수 있다. 구체적으로 상기 몰리브덴(Mo)는 마르텐사이트 또는 베이나이트 중의 탄화물 생성을 억제하는 효과를 구현할 수 있으며, 이를 통해 마르텐사이트 내 탄소(C)의 양을 제어할 수 있다. 즉, 상기 몰리브덴(Mo)을 통해 상기 강판 내 템퍼드 마르텐사이트와 프레시 마르텐사이트의 분율을 제어할 수 있다. 상술한 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 몰리브덴(Mo)은 0.1 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 몰리브덴(Mo)이 0.3 중량%를 초과하면 용접부의 경도를 과도하게 증가시켜 연성 및 구멍확장성(HER)이 감소될 수 있다. 이러한 이유로 상기 몰리브덴(Mo)은 0.1 내지 0.3 중량%, 더 바람직하게는 0.15 내지 0.25 중량% 포함될 수 있다.
보론(B)은 0.001 내지 0.002 중량% 포함될 수 있다.
상기 보론(B)은 상기 강판이 소둔하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키기 위해 첨가될 수 있다. 이러한 작용을 위해서 상기 보론(B)은 0.001 중량%이상 첨가되는 것이 바람직하다.
다만, 상기 보론(B)이 0.002 중량%를 초과하여 첨가되면, 강판 표면에 보론(B)이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, 상기 보론(B)의 함량은 0.001 내지 0.002 중량%, 더 바람직하게는 0.0015 내지 0.002 중량% 포함될 수 있다.
인(P)은 0.0001 내지 0.05 중량% 포함될 수 있다.
상기 인(P)은 고용강화에 의해 강의 강도를 향상할 수 있다. 하지만 상기 인(P)이 0.05 중량%를 초과하면, 상기 인(P)이 강판의 입계에 편석되는 양이 과도하게 증가하여 템퍼 취성(Temper brittleness) 발생 가능성이 크게 증가할 수 있다. 이는 열간압연 도중 슬라브의 판파단이 발생되는 주요 원인이 된다. 또한, 인(P)은 도금표면 특성을 저해할 수 있다. 이론상 상기 인(P)의 함량은 0중량%에 가깝도록 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, 인(P)은 제조공정 상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으며, 상기 인(P)의 함량을 줄이기 위한 공정이 까다롭고 추가공정으로 인한 생산비용이 증가되므로 그 상한을 정하여 관리하는 것이 바람직하다. 이에, 상기 인(P)는 0.0001 내지 0.05중량% 포함되도록 관리하는 것이 바람직하다.
황(S)은 0.0001 내지 0.01중량% 포함될 수 있다.
상기 황(S)은 상술한 인(P)와 같이 강판 내 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 또한, 상기 황(S)은 강판 내 적열취성(hot shortness)을 발생시킬 수 있다. 이러한 이유로, 상기 황(S)은 상기 인(P)와 마찬가지로 0중량%에 가깝도록 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, 이를 위해 소모되는 비용 및 시간을 고려하면 그 상한을 정하여 관리하는 것이 바람직하다. 이에, 상기 황(S)은 0.0001 내지 0.01 중량% 포함되도록 관리하는 것이 바람직하다.
질소(N)는 0.0001 내지 0.01중량% 포함될 수 있다.
상기 질소(N)은 상기 산가용 알루미늄(sol.Al)과 결합하여 AlN의 알루미나(Alumina)계 비금속 개재물을 형성할 수 있다. 상기 AlN은 연주품질을 저하하고, 강판의 취성을 증가시켜 파괴 결함이 발생될 위험을 증가시킬 수 있다. 이러한 이유로, 상기 질소(N)는 0.0001 내지 0.01 중량% 포함되도록 관리하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 실시 예에 따른 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판은 상술한 합금성분 이외에 추가적으로 더 포함될 수 있는 합금 조성이 존재하며, 이에 대해서는 아래에서 상세히 설명한다.
실시 예에 따르면, 상기 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로, 크롬(Cr) 0.5% 이하, 나이오븀(Nb) 0.1% 이하 및 타이타늄(Ti) 0.1% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
크롬(Cr)은 0.5 중량% 이하로 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 상기 강판 내 마르텐사이트 형성에 기여하여 경화능을 향상킬 수 있으며, 이를 통해 상기 강판의 강도를 향상할 수 있다. 또한 상기 크롬(Cr)은 강도 상승 대비 연신율 하락을 최소화시켜 강판이 연성을 확보하는데 기여할 수 있다. 다만, 상기 강판 내 크롬(Cr)이 0.5 중량%를 초과하면, 상기 강판 내 마르텐사이트의 형성 비율을 과도하게 증가되며, 조대한 크롬(Cr)계 탄화물의 분율이 증가되므로, 연신율이 과도하게 저하되는 문제가 있다. 또한, 과도한 크롬(Cr) 첨가는 수소취성 및 용접성의 열위를 야기할 수 있다. 이러한 이유로 상기 크롬(Cr)은 0.5 중량% 이하로 제한될 수 있으며, 더 바람직하게는 0.3 중량% 이하로 제한될 수 있다.
나이오븀(Nb)은 0.1 중량% 이하로 첨가될 수 있다.
상기 나이오븀(Nb)이 상기 강판에 첨가되면, 상기 강판 중 오스테나이트 입계에 편석되어, 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제할 수 있다. 또한, 상기 강판 내 미세 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여할 수 있다. 다만, 나이오븀(Nb)이 0.1 중량%를 초과하는 경우, 상기 나이오븀(Nb)과 결합하는 탄소(C)의 양이 지나치게 증가하여 강판 내 탄소량이 감소할 수 있다. 또한, 상기 나이오븀(Nb)이 0.1 중량% 이상 포함되면, 상기 강판의 제조 시 제조원가가 상승하여 경제성이 열위해질 수 있다. 이러한 이유로 상기 나이오븀(Nb)은 0.1 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.05 중량% 이하로 첨가될 수 있다.
타이타늄(Ti)은 0.1 중량% 이하로 첨가될 수 있다.
상기 타이타늄(Ti)은 상기 강판 내 미세 탄화물을 형성하여 항복강도 및 인장강도를 향상할 수 있다. 또한, 상기 타이타늄(Ti)는 상기 강판 내 질소(N)를 TiN으로 석출시켜 상기 질소(N)와 상기 알루미늄(Al)의 합금인 AlN의 석출을 억제할 수 있다. 이를 통해, 상기 타이타늄(Ti)은 연주 시 상기 강판에 크랙이 발생될 위험성을 효과적으로 저감시킬 수 있다. 이러한 이유로, 타이타늄(Ti)을 강판에 첨가할 수 있다.
다만, 상기 타이타늄(Ti)의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우, 강판 내에 석출되는 탄화물이 조대해지며 상기 나이오븀(Nb)과 마찬가지로 강판 내 탄소(C)량을 저감시킬 수 있다. 아울러, 상기 타이타늄(Ti)이 0.1 중량%를 초과하여 첨가되면, 연주시 노즐 막힘의 원인이 된다. 이러한 이유로, 상기 타이타늄(Ti)은 함량을 0.1 중량% 이하로 제한되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.05 중량% 이하로 제한될 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 Fe이다. 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.
이상 본 발명의 일 특징인 조성에 대해 설명하였다. 이하 본 발명의 또 다른 특징인 조직에 대해 설명한다. 이하, 달리 특별히 표시하지 않는 한, 조직의 비율을 나타내는 %는 면적을 기준으로 한다.
앞서 설명한대로 본 발명의 실시 예에 따른 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판은 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성될 수 있으며, 그 중, 상기 프레시 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트가 상술한 관계식 1을 만족하는 범위에서 구성될 수 있다.
또한, 본 발명의 실시 예에 따른 고강도 강판은 상기 페라이트와 베이나이트의 면적분율의 합이 5.0 내지 15.0%가 되는 것이 바람직한데, 상기 페라이트와 베이나이트의 면적분율의 합이 5.0% 미만이면, 상기 강판의 강도가 향상될 수 있으나, 연신율이 감소하여 충분한 성형성을 확보하기 어렵다. 반대로 상기 페라이트와 베이나이트의 면적분율의 합이 15.0%를 초과하면, 상대적으로 마르텐사이트의 면적분율이 감소하여 충분한 강도가 확보되기 어렵다.
구체적으로 상기 페라이트와 베이나이트는 하기 관계식 2를 만족하는 범위에서 형성될 수 있다.
[관계식 2]
8.0 ≤ (TM + FM) / (F + B) ≤ 16.0
(상기 관계식 2에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, F는 페라이트의 면적분율(%)이며, B는 베이나이트의 면적분율(%)이다)
다시 말해, 강판 내 상기 페라이트와 베이나이트에 대한 상기 마르텐사이의 비율이 8.0 내지 16.0인 것이 바람직하다, 상기 비율이 8.0 미만이면, 충분한 양의 상기 템퍼드 마르텐사이트와 상기 프레시 마르텐사이트가 형성되지 못했다는 것을 의미한다. 이는 900MPa 이상의 항복강도와 1,180MPa이상의 인장강도를 확보하기 어렵다는 것을 의미한다. 반대로, 상기 비율이 16.0을 초과하면, 상대적으로 상기 페라이트와 상기 베이나이트의 면적분율이 감소하여 0.7 이상의 항복비와 8.0% 이상의 연신율을 구현하기에 어려움이 있다. 반면에, 상기 비율이 8.0 내지 16.0을 만족하면, 상술한 강도와 연신율을 만족할 수 있으며, 7000MPax% 이상의 항복강도와 연신율의 곱(YSxEl), 25.0% 이상의 구멍확장성(HER)을 만족할 수 있다.
이상 본 발명의 실시 예에 따른 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판에 대해 설명하였다. 이하, 본 발명의 실시 예에 따른 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 대해 설명하기로 한다.
도 1은 본 발명의 실시 예에 따른 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법을 설명하기 위한 순서도이다.
도 1을 참조하면, 상기 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법은 앞서 설명한 조성성분으로 이루어진 냉연강판을 준비하는 단계; 상기 냉연강판을 700 내지 820℃에서 연속적으로 소둔하는 단계; 상기 소둔된 강판을 620 내지 700℃까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강판을 280 내지 580℃까지 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각된 강판을 400 내지 500℃까지 과시효 처리하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 실시 예에 따른 냉연강판은 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo) 0.1 내지 0.3%, 보론(B) 0.0001 내지 0.002%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 구성된 냉연강판을 사용할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 냉연강판을 제조하기 위한 하나의 방법으로, 소정의 성분을 가지는 강 슬라브를 재가열 한 후 Ar3 내지 Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계, 상기 열연강판을 400 내지 700℃의 온도범위에서 권취하는 단계 및 상기 권취된 열연강판을 40 내지 70%의 연신율로 냉간압연하는 단계를 통해 제조될 수 있다.
구체적으로, 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo) 0.1 내지 0.3%, 보론(B) 0.0001 내지 0.002%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 구성된 슬라브를 1,000℃ 내지 1,350℃로 재가열하여 후술할 열간압연을 준비할 수 있다.
상기 강 슬라브의 재가열 온도가 1,000℃미만일 경우, 마무리 열간압연 시 낮은 온도에서 열간압연되어 목표하는 물성이 구현되지 않을 가능성이 있다. 반대로 강 슬라브의 재가열 온도가 1,350℃를 초과하면 강의 융점에 도달하여 녹아버릴 소지가 있다. 이러한 이유로, 상기 재가열 온도는 1,000℃ 내지 1,350℃인 것이 바람직하다.
상술한 온도범위에서 가열된 강 슬라브는 열간압연되어 열연강판으로 제공될 수 있다. 이 때, 열간압연을 수행하는 온도는 마무리 압연기의 출구측 온도를 기준으로 하여 Ar3 변태점의 온도 내지 Ar3 + 50℃인 것이 바람직하다. 출구측 온도가 Ar3 미만인 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고, 출구측 온도가 Ar3 + 50℃를 초과하는 경우, 지나치게 두꺼운 산화스케일이 발생하여 생산성이 감소할 뿐만 아니라, 열연강판의 결정립이 조대하게 형성되어 최종 강판의 물성저하를 야기할 수 있기 때문이다.
열간압연이 종료된 열연강판은 냉각되어 400 내지 700℃에서 권취될 수 있다. 상기 권취온도가 400℃미만이면, 상기 강판 내 마르텐사이트 또는 베이나이트가 과도하게 생성되어 냉간압연 시 형상불량을 야기할 수 있다. 반면에 권취온도가 700℃를 초과하면 표면 스케일의 증가로 산세성이 열화될 수 있다.
이 후, 권취된 강판을 산세하여 표면의 스케일을 제거할 수 있으며, 산세가 수행된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조할 수 있다. 산세 및 냉각압연 조건은 특별히 제한하는 것은 아니나, 냉간압연은 40 내지 70%의 연신율로 실시하는 것이 바람직하다. 냉간압연의 연신율이 40% 미만인 경우, 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정이 매우 어려울 수 있다.
반대로 상기 연신율이 70%를 초과하는 경우, 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가할 수 있다.
이상 냉연강판 제조방법에 대해 설명하였으나, 이에 한정된 것이 아니며, 앞서 설명한 조성범위 이내로 제공된 냉연강판이라면 공지된 어떠한 방법으로 제조할 수 있음은 물론이다.
준비된 냉연강판에 대해 연속적으로 소둔을 수행하여 상기 강판이 앞서 설명한 조직을 갖도록 준비할 수 있다. 상기 소둔은 700 내지 820℃에서 수행되는 것이 바람직한데, 상기 소둔이 700℃ 미만의 온도에서 수행될 경우, 상기 페라이트의 재결정이 충분히 이루어지지 않아 연신율의 확보가 어려울 수 있다. 반면에 상기 소둔이 820℃를 초과하는 온도에서 수행될 경우, 강판 표면에 소둔산화물의 생성이 가속화되어 용융아연도금시 강판과의 도금 밀착성을 떨어뜨리므로 부품 성형 중 표면상에 도금박리가 발생할 수 있다. 이는, 부품 성형 중 표면상에 도금박리가 발생하는 원인이 된다.
실시 예에 따르면, 상기 소둔은 810℃내지 820℃에서 수행될 수 있다. 상기 소둔이 810℃ 이상에서 수행될 경우, 상기 소둔 과정에서 페라이트의 분율이 감소하고, 오스테나이트 분율이 증가하게 된다. 이는 이후 상기 오스테나이트로부터 변태되는 마르텐사이트의 분율이 증가하여 고강도의 강판 확보에 유리하다는 것을 의미한다. 이러한 이유로 상기 소둔은 810℃내지 820℃에서 수행될 수 있다.
상기 1차 냉각은 후술하는 2차 냉각 이전에 상기 2차 냉각보다 상대적으로 완만한 속도로 냉각하는 단계이다. 이를 통해 상기 강판의 냉각으로 인한 변형을 방지하고 열위를 억제할 수 있다.
실시 예에 따르면 상기 1차 냉각은 620 내지 700℃의 1차 냉각정지온도까지 냉각될 수 있으며, 1 내지 10℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다.
앞서 설명한 대로 상기 1차 냉각은 1 내지 10℃/초로 수행되는 것이 바람직한데, 상기 1차 냉각 속도가 10℃/초를 초과하면 변형 방지 및 열위 억제의 효과를 구현하기 어렵기 때문이다. 반대로 상기 냉각 속도가 1℃/초 미만이면 1차 냉각을 수행하는 과정에서 지나치게 시간이 소모되어 생산성이 감소될 수 있다. 이러한 이유로 상기 1차 냉각속도는 1 내지 10℃/초가 바람직하며, 더 바람직하게는 2 내지 5℃/초일 수 있다.
이 후, 1차 냉각된 강판을 280 내지 580℃까지 2차 냉각할 수 있다.
상기 2차 냉각은 1차 냉각을 통해 1차 냉각정지온도까지 냉각된 강판을 2차 냉각정지온도까지 냉각하는 단계이다. 앞서 설명한대로 상기 2차 냉각은 상기 1차 냉각에 비해 급속으로 냉각하는 것이 바람직한데, 이는 상기 2차 냉각으로 인해 상기 강판의 미세구조가 변화하여 강도 및 인성에 영향을 미치기 때문이다.
구체적으로 상기 2차 냉각은 상기 강판 내 프레시 마르텐사이트(FM)상을 생성시킬 수 있다. 구체적으로 상기 2차 냉각으로 상기 강판을 마르텐사이트 생성 개시 온도(Ms) 이하의 낮은 온도로 급랭함으로써, 강재 내 탄소의 이동을 방해하여 오스테나이트 상을 마르텐사이트 상으로 무확산변태시킬 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 2차 냉각을 수행하는 구간을 급속냉각 구간(Rapid cooling Section; RCS)으로 명명할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 2차 냉각은 1차 냉각정지온도까지 냉각된 강판을 280 내지 580℃의 2차 냉각정지온도까지 냉각할 수 있으며, 5 내지 20℃/s의 속도로 냉각될 수 있다.
상기 2차 냉각정지온도가 280℃미만인 경우, 상기 강판의 폭방향 또는 길이방향으로 냉각편차가 발생하여 강판에 변형이 발생할 가능성이 있다. 반면에, 상기 2차 냉각정지온도가 580℃를 초과하는 경우 목적하는 조직을 구현하지 못할 가능성이 존재한다. 이러한 이유로 상기 2차 냉각정지온도는 280 내지 580℃ 인 것이 바람직하다.
더 바람직하게는 상기 2차 냉각정지온도는 280 내지 320℃일 수 있다. 상기 2차냉각정지온도가 320℃이하인 경우, 소둔 과정에서 형성된 오스테나이트의 탄소(C) 이동을 방해하여 마르텐사이트의 분율을 더욱 증가시킬 수 있다. 이는 상기 강판의 강도를 향상할 수 있음을 의미한다. 반대로, 상기 2차 냉각정지온도가 320℃를 초과하면 2차 냉각 후 생성되는 프레시 마르텐사이트의 분율이 감소하게 되므로, 후술할 과시효 처리 과정에서 템퍼드 마르텐사이트의 분율에 영향을 미치게 된다. 이는 상기 강판의 강도 감소의 원인이 된다. 이러한 이유로 상기 2차 냉각정지온도는 280 내지 320℃인 것이 더 바람직하다. 더욱 더 바람직하게는 280 내지 320℃까지 제조하고자 하는 강판의 폭 및 두께를 고려하여 선택되는 것이 더 바람직하다
이후, 상기 강판을 상기 2차 냉각정지온도에서 일정 시간 유지하는 과시효 처리하는 단계를 수행할 수 있다.
상기 과시효 처리는 2차 냉각된 강판을 400 내지 500℃에서 200 내지 400초간 유지하여 상기 프레시 마르텐사이트 상의 탄소(C) 이동을 유발하여 템퍼드 마르텐사이트로 변태시키는 과정을 의미한다. 상기 과시효 처리를 통해 상기 마르텐사이트 중 상기 템퍼드 마르텐사이트와 상기 프레시 마르텐사이트 상의 분율을 조절할 수 있다.
상기 과시효 처리는 400 내지 500℃에서 수행되는 것이 바람직한데, 상기 과시효 온도가 400℃미만인 경우에는 과시효 처리 동안 템퍼드 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않아 인장강도가 지나치게 증가하며, 상기 탄소(C)가 전위에 고착되는 정도가 충분치 않게 되므로, 목표하는 항복강도를 확보하기 어렵다.
반면에 상기 과시효 처리 온도가 500℃를 초과하면, 탄화물이 지나치게 조대해지므로, 강도 하락의 우려가 있다. 이러한 이유로 상기 과시효 처리는 400 내지 500℃에서 수행되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 430 내지 480℃에서 수행될 수 있다.
또한, 상기 과시효 처리는 100 내지 600초 동안 수행되는 것이 바람직하다. 과시효 처리 시간이 100초 미만일 경우, 충분한 과시효 효과를 구현하기 불충분하다. 반면에 과시효 처리 시간이 600초를 초과하는 경우, 효과의 변화가 미미하여 생산성을 저하시킬 수 있기 때문이다. 이러한 이유로 상기 과시효 처리는 100 내지 600초 동안 수행되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 200 내지 400초 동안 수행될 수 있다.
실시 예에 따르면, 2차 냉각 이후, 용융아연도금 처리를 선택적으로 수행할 수 있다.
상기 용융아연도금은 합금화용융아연도금을 포함할 수 있다. 상기 용융아연도금 시 도금층의 조성 및 도금 방식은 특별히 한정되는 것은 아니며, 공지된 조성 및 도금 방식을 적용할 수 있다.
마지막으로, 상기 용융아연도금이 완료된 강판 또는, 상기 제2 냉각을 수행한 강판을 20 내지 100℃까지 3차 냉각하는 단계를 수행할 수 있다.
구체적으로 상기 3차 냉각을 통해 2차 냉각정지온도까지 냉각된 강판을 20 내지 100℃의 3차 냉각정지온도까지 냉각할 수 있으며, 상기 2차 냉각과 마찬가지로 5 내지 20℃/s의 속도로 냉각될 수 있다.
실시 예에 따르면, 3차 냉각 이후, 조질압연 처리를 선택적으로 수행할 수 있다.
상기 조질압연은 상기 강판의 항복강도를 향상하기 위해 수행될 수 있으며, 더 바람직하게는 0.1 내지 2.0%의 연신율로 수행될 수 있다. 상기 조질압연시 연신율이 0.1% 미만인 경우, 항복강도 상승효과가 미비할 뿐만 아니라, 원하는 형상으로 성형하는데 어려움이 있다. 반대로, 상기 조질압연의 연신율이 2.0%를 초과하는 경우, 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 열위해질 수 있다. 이러한 이유로 상기 조질압연은 0.1 내지 2.0%의 연신율로 수행되는 것이 바람직하다.
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.
[제조예]
하기 표 1 및 표 2에 개시된 성분조성과 잔부의 Fe로 구성된 슬라브를 진공용해하고, 1,200℃에서 가열한 후 출구측 온도 기준 880℃에서 열간압연 하였다. 열간압연된 강판을 650℃의 온도범위에서 권취하였으며, 이 후, 산세하여 표면 스케일을 제거한 후 50%의 냉간연신율로 냉간압연하여 냉연강판을 준비한다.
강종 성분(wt%)
C Mn Si Mo Cr Nb Ti B Al P S N
발명강1 0.15 2.6 0.4 0.2 - 0.03 0.02 0.0018 0.03 0.01 0.002 0.003
발명강2 0.15 2.6 0.4 0.2 0.2 0.03 0.02 0.0018 0.03 0.01 0.002 0.003
발명강3 0.15 2.9 0.4 0.2 - 0.03 0.02 0.0018 0.03 0.01 0.002 0.003
발명강4 0.15 2.9 0.4 0.2 0.2 0.03 0.02 0.0018 0.03 0.01 0.002 0.003
발명강5 0.15 2.9 0.4 0.2 0.2 - 0.02 0.0018 0.03 0.01 0.002 0.003
발명강6 0.15 2.9 0.4 0.2 0.2 0.03 - 0.0018 0.03 0.01 0.002 0.003
[실시예]
상기 제조예에 따라 준비된 냉연강판을 표 3의 T1에서 소둔을 실시하였으며, 소둔을 마친 강판을 3℃/s의 냉각속도로 650℃까지 1차 냉각하였다. 1차 냉각이 수행된 강판에 대해 11℃/s의 냉각속도로 T２까지 2차 냉각을 수행하였다.
이 후, 상기 2차 냉각된 강판에 용융아연도금을 실시하고 10℃/s의 냉각속도로 25℃까지 3차 냉각하였다.
비고 강종 T1
(℃)		 T2
(℃)		 물성 상분율(%)
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 항복비 YSxEl
(MPax%)		 HER
(%)		 F B FM TM
실시예1 발명강1 810 280 952 1183 9.1 0.80 8663 28 8 3 17 72
실시예2 발명강2 810 280 1055 1246 9.1 0.85 9601 31 8 3 16 73
실시예3 발명강2 810 310 907 1276 8.6 0.71 7800 26 8 3 26 63
실시예4 발명강1 820 280 1036 1201 8 0.86 8288 30 3 3 19 75
실시예5 발명강2 820 280 1012 1238 8.6 0.82 8703 29 3 3 19 75
실시예6 발명강1 820 310 905 1217 8.8 0.74 7964 25 3 3 26 68
실시예7 발명강2 820 310 922 1255 8.1 0.73 7468 26 3 3 26 68
실시예8 발명강3 810 280 976 1205 8.7 0.81 8491 28 8 3 18 71
실시예9 발명강4 810 280 1028 1231 9.2 0.84 9458 29 7 3 19 71
실시예10 발명강5 810 280 1037 1240 9 0.84 9333 30 7 3 19 71
실시예11 발명강6 810 280 1041 1242 8.9 0.84 9265 30 7 3 19 71
비교예1 발명강1 770 310 714 1232 7.1 0.58 5069 20 19 3 26 52
비교예2 발명강1 770 350 726 1259 7 0.58 5155 18 19 9 72 0
비교예3 발명강1 790 310 728 1193 8.5 0.61 6188 21 14 3 30 53
비교예4 발명강1 790 350 710 1247 8.1 0.57 5751 20 13 8 79 0
비교예5 발명강1 800 280 855 1194 9.4 0.72 8037 27 9 3 19 69
비교예6 발명강2 800 280 883 1269 8.4 0.7 7417 29 9 3 18 70
비교예7 발명강1 800 310 787 1214 8.1 0.65 6375 22 10 3 32 55
비교예8 발명강2 800 310 827 1303 7.2 0.63 5954 23 10 3 30 57
비교예9 발명강1 810 350 790 1213 8.4 0.65 6636 24 9 7 84 0
비교예10 발명강1 810 400 699 1234 9.2 0.57 6431 21 9 9 82 0
비교예11 발명강1 810 450 718 1274 9.4 0.56 6749 21 9 9 82 0
비교예12 발명강1 810 500 811 1354 7.5 0.6 6083 23 8 7 85 0
표 2를 참조하면, 본 발명의 열처리 조건을 모두 만족하는 실시예 1 내지 11은 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 모두 포함하고 있음을 알 수 있다. 특히, 상기 이 때의 상분율은 상술한 관계식 1과 관계식 2를 모두 만족하고 있음을 확인할 수 있다.
실제로 실시예 1을 SEM으로 촬영한 도 2를 참조하면, 상술한대로 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성된 복합조직을 가지고 있음을 확인할 수 있으며, 구체적으로 그 면적분율이 페라이트 8%, 베이나이트 3%, 프레시 마르텐사이트 17% 및 템퍼드 마르텐사이트 72%로 구성되었다.
이 때, 상기 실시예 1에서의 상기 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트)에 대한 상기 템퍼드 마르텐사이트의 비율이 80.9로 상기 관계식 1에서 한정한 70 내지 85를 만족하는 것을 알 수 있다.
또한, 상기 실시예 1에서의 상기 페라이트 및 베이나이트에 대한 상기 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트)의 비율이 7.33으로 상기 관계식 2에서 한정한 8.0 내지 16.0을 만족하는 것을 알 수 있다.
즉, 상기 실시예 1의 상분율이 실시예 1 과 2를 모두 만족한 결과, 항복강도가 952MPa로 900MPa 이상이고, 인장강도가 1,183MPa로 1,180MPa 이상인 것을 알 수 있다. 동시에 연신율이 9.1%로 8.0% 이상이며, 항복비가 0.8로 0.7 이상이다. 또한, 상기 실시예 1은 항복강도와 연신율의 곱(YSxEl)이 8663MPAx%로 7000MPax% 이상이며, 구멍확장성(HER)이 28%로 25.0% 이상인 것을 알 수 있다.
즉, 상기 실시예 1은 상기 강판 내 상분율이 상술한 관계식 1 및 관계식 2를 모두 만족하는 범위 내에서 형성되어 본 발명이 목표하는 물성인 900MPa 이상의 항복강도(YS), 1,180MPa이상의 인장강도(TS), 8.0% 이상의 연신율 및 0.7 이상의 항복비를 가지는 것을 확인하였으며, 추가적으로 7000MPax% 이상의 항복강도와 연신율의 곱(YSxEl) 및 25.0% 이상의 구멍확장성(HER)을 가질 수 있다.
반면에 상기 비교예 1 내지 4는 항복 강도가 770 내지 790MPa으로, 900MPa 미만인 것을 확인할 수 있다. 이는 상기 소둔 온도(T1)가 810℃미만이기 때문에 소둔 시 생성된 페라이트가 혼재된 상태로 냉각이 진행되어, 최종적으로 항복강도가 감소하였음을 의미한다.
이러한 결과로, 상기 비교예 1 내지 4에서의 페라이트 분율이 13 내지 19로 증가하였으며, 상대적으로 마르텐사이트 분율이 72 내지 78으로 감소하였음을 알 수 있다. 또한, 상기 비교예 1 내지 4에서의 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율(TM / (FM + TM))은 0 또는 63.9 내지 66.7로 상기 관계식 1에서 한정한 70 내지 85를 만족하지 못하는 것을 알 수 있다.
또한, 상기 비교예 10 내지 13도 마찬가지로 항복 강도가 900MPa 미만인 것을 확인할 수 있다. 이는, 상기 2차 냉각 온도(T2)가 320℃를 초과할경우 템퍼드 마르텐사이트가 존재하지 않고 모두 프레시 마르텐사이트로 변태하였음에 기인한다.
즉, 상기 2차 냉각 온도(T2)가 320℃를 초과하면 앞서 설명하였듯이 상기소둔으로 형성된 일부 오스테나이트가 베이나이트로 변태하였으며, 마르텐사이트 상의 분율이 감소하여 템퍼드 마르텐사이트가 형성되지 않는다.
이러한 결과로, 상기 비교예 10 내지 13에서의 베이나이트의 분율이 6 내지 9로 증가하였으며, 템퍼드 마르텐사이트가 형성되지 않아 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율(TM / (FM + TM))이 0인것을 확인할 수 있다.
한편, 비교예 5 내지 8로 제조된 강판 또한, 항복강도가 900MPa 미만인 것을 알 수 있다.
이러한 이유는, 상기 비교예 5 내지 8로 제조된 강판은 적정량의 마르텐사이트가 형성되지 못하였기 때문이다. 이는 앞서 설명하였듯이, 상기 소둔온도(T1)가 810℃ 미만이기 때문에 일부 페라이트가 오스테나이트로 변태하지 못하였고, 상기 페라이트가 냉각 과정에 혼재되었기 때문이다. 그 결과 상기 비교예 5 내지 8로 제조된 강판은 상기 관계식 2에서 정의한 강판 내 상기 페라이트와 베이나이트에 대한 상기 마르텐사이의 비율((TM + FM) / (F + B))이 6.7 내지 7.3으로 형성되어 있음을 통해 교차 검증할 수 있다.
이는 상기 실시예 1 내지 11로 제조된 강판은 페라이트와 베이나이트에 대한 상기 마르텐사이의 비율((TM + FM) / (F + B))이 8.0 내지 16.0을 모두 만족하는 것을 통해서도 확인할 수 있다.
즉, 본 발명의 실시 예에 따른 고강도 냉연강판은 중량%로, 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo) 0.1 내지 0.3%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 냉연강판을 700 내지 820℃에서 소둔하고, 620 내지 700℃까지 1차 냉각하고, 280 내지 580℃까지 2차 냉각하여, 강판 내 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성되는 상분율이 상술한 관계식 1과 2를 모두 만족시키는 범위로 형성되는 특징이 있다.
이러한 특징으로 인하여 0.7 이상의 항복비, 8.0% 이상의 연신율, 900MPa 이상의 항복강도 및 1,180MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있으며, 동시에 7000MPax% 이상의 항복강도와 연신율의 곱(YSxEl), 25.0% 이상의 구멍확장성(HER)을 만족하는 것을 알 수 있다.
또한, 표 2를 참조하면, 각각의 소둔온도가 높거나 급냉온도가 낮을수록 항복강도, 항복비, 항복강도와 연신율의 곱(YSxEl), 구멍확장성이 향상됨을 확인할 수 있다.
이상의 설명에서는 본 발명의 다양한 실시예들을 제시하여 설명하였으나 본 발명이 반드시 이에 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능함을 쉽게 알 수 있을 것이다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo) 0.1 내지 0.3%, 보론(B) 0.0001 내지 0.002%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
    조직이 페라이트, 베이나이트, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성되며,
    상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율은 하기 관계식 1을 만족하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판.
    [관계식 1]
    70 ≤ TM / (FM + TM) ≤ 85
    (상기 관계식 1에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이다)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 고강도 냉연강판의 페라이트와 베이나이트의 면적분율이 5.0 내지 15.0%인 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판.
  3. 제 2항에 있어서,
    상기 고강도 냉연강판의 면적분율은 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판.
    [관계식 2]
    8.0 ≤ (TM + FM) / (F + B) ≤ 16.0
    (상기 관계식 2에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, F는 페라이트의 면적분율(%)이며, B는 베이나이트의 면적분율(%)이다)
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 고강도 냉연강판은 항복비가 0.7 이상이며, 연신율이 8.0% 이상인 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 고강도 냉연강판은 항복강도가 900MPa 이상이고, 인장강도가 1,180MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    중량%로, 크롬(Cr) 0.5% 이하, 나이오븀(Nb) 0.1% 이하, 타이타늄(Ti) 0.1% 이하 및 보론(B) 0.002% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함한 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판.
  7. 중량%로, 탄소(C) 0.14 내지 0.2%, 망간(Mn) 2.5 내지 3.0%, 규소(Si) 0.3 내지 0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al) 0.02 내지 0.05%, 몰리브덴(Mo) 0.1 내지 0.3%, 보론(B) 0.0001 내지 0.002%, 인(P) 0.0001 내지 0.05%, 황(S) 0.0001 내지 0.01%, 질소(N) 0.0001 내지 0.01%, 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 구성된 냉연강판을 준비하는 단계;
    상기 냉연강판을 700 내지 820℃에서 연속적으로 소둔하는 단계;
    상기 소둔된 강판을 620 내지 700℃까지 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 강판을 280 내지 580℃까지 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각된 강판을 400 내지 500℃까지 과시효 처리하는 단계;를 포함하며,
    하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    70 ≤ TM / (FM + TM) ≤ 85
    (상기 관계식 1에서 TM은 고강도 냉연강판 내 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율(%)이며, FM은 프레시 마르텐사이트의 면적분율(%)이다)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 연속적으로 소둔하는 단계는 810 내지 820℃에서 수행되는 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 2차 냉각하는 단계는 280 내지 320℃까지 수행되는 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 1차 냉각하는 단계는 상기 소둔된 강판을 1 내지 10℃/s의 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각하는 단계는 상기 1차 냉각된 강판을 5 내지 20℃/s의 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는, 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
KR1020200176438A 2020-12-16 2020-12-16 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판 KR102470747B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200176438A KR102470747B1 (ko) 2020-12-16 2020-12-16 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200176438A KR102470747B1 (ko) 2020-12-16 2020-12-16 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20220086202A true KR20220086202A (ko) 2022-06-23
KR102470747B1 KR102470747B1 (ko) 2022-11-25

Family

ID=82222001

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020200176438A KR102470747B1 (ko) 2020-12-16 2020-12-16 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR102470747B1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024128622A1 (ko) * 2022-12-13 2024-06-20 주식회사 포스코 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04289120A (ja) 1990-12-29 1992-10-14 Nkk Corp 成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法
KR20070061859A (ko) * 2004-10-06 2007-06-14 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
JP2010090432A (ja) 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20120074798A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판
KR20180099876A (ko) * 2016-02-10 2018-09-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20200036759A (ko) 2018-09-28 2020-04-07 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04289120A (ja) 1990-12-29 1992-10-14 Nkk Corp 成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法
KR20070061859A (ko) * 2004-10-06 2007-06-14 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
JP2010090432A (ja) 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20120074798A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판
KR20180099876A (ko) * 2016-02-10 2018-09-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20200036759A (ko) 2018-09-28 2020-04-07 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024128622A1 (ko) * 2022-12-13 2024-06-20 주식회사 포스코 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR102470747B1 (ko) 2022-11-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102153197B1 (ko) 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101225246B1 (ko) 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연 복합조직강판 및 그 제조 방법
KR102109265B1 (ko) 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR102490312B1 (ko) 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판
JP7357691B2 (ja) 超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR102470747B1 (ko) 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판
KR20230056822A (ko) 연성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220053941A (ko) 연성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR102075216B1 (ko) 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
KR101382854B1 (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102440772B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법
KR102373222B1 (ko) 우수한 홀확장성과 굽힘성을 가지는 고강도 냉연강재 및 그 제조방법
KR102398151B1 (ko) 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 초고강도 강판
KR20130036752A (ko) 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102468040B1 (ko) 연성 및 가공성이 우수한 고강도 용융아연도금판 및 그 제조방법
KR101149193B1 (ko) 도금성과 가공성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR20120063196A (ko) 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR20090103619A (ko) 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20240061234A (ko) 고항복비 및 고항복강도의 냉연강재 및 그 제조방법
KR20230066166A (ko) 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20240105031A (ko) 우수한 성형성을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20240098246A (ko) 성형성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
KR101615032B1 (ko) 냉연강판 및 그 제조 방법
KR101417225B1 (ko) 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant