WO2017111407A1 - 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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한성호
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Definitions

  • the present invention relates to a high yield ratio (YR) type high strength cold rolled steel sheet mainly used in automobile collisions and structural members, and to a method of manufacturing the same, more specifically, the shape quality and bending without the occurrence of waves in the width direction and the longitudinal direction
  • the present invention relates to a high yield ratio (YR) type high strength cold rolled steel sheet having excellent characteristics and a method of manufacturing the same.
  • steel sheets for automobiles are required to have higher strength steel sheets for fuel efficiency improvement or durability improvement due to various environmental regulations and energy use regulations.
  • high-strength steel having excellent yield strength has been adopted for structural members such as members, seat rails, and pillars in order to improve impact resistance of the vehicle body.
  • the structural member has a characteristic that the higher the yield strength than the tensile strength, that is, the higher the yield ratio (tensile strength / yield strength), the better the impact energy absorption capacity.
  • the method of reinforcing steel includes solid solution strengthening, precipitation strengthening, strengthening by grain refinement, transformation strengthening, and the like.
  • the reinforcement by solid solution strengthening and grain refinement of the method has a disadvantage that it is very difficult to produce high strength steel with a tensile strength of 490MPa or more.
  • precipitation-reinforced high-strength steels are formed by adding carbon and nitride forming elements such as Cu, Nb, Ti, and V to precipitate carbon and nitride to reinforce steel sheets or to refine grains by suppressing grain growth by fine precipitates.
  • carbon and nitride forming elements such as Cu, Nb, Ti, and V to precipitate carbon and nitride to reinforce steel sheets or to refine grains by suppressing grain growth by fine precipitates.
  • the above technique has the advantage of easily obtaining a high strength compared to a low manufacturing cost, but the recrystallization temperature is rapidly increased by the fine precipitate, there is a disadvantage that a high temperature annealing must be performed to ensure ductility sufficient to recrystallize.
  • the precipitation-reinforced steel which precipitates and strengthens carbon and nitride on a ferrite base has a problem in that it is difficult to obtain high-strength steel of 600 MPa or more.
  • the transformation-strengthened high-strength steel is a ferritic-martensitic dual phase steel having a hard martensite in the ferrite matrix, a transformation induced plasticity (TRIP) steel or a ferritic material using transformation organic plasticity of retained austenite.
  • CP Complexed Phase
  • the productive roll forming method is a method for producing a complicated shape through multi-stage roll forming, and is generally applied to forming parts of ultra high strength materials having low elongation.
  • the shape quality is inferior due to the width and length temperature deviations in water cooling, resulting in deterioration of workability and deviation of materials by position when applying roll forming.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-090432 relates to a method for manufacturing a cold rolled steel sheet having both high strength and high ductility at the same time using tempering martensite and excellent plate shape after continuous annealing, which has a carbon (C) content of 0.2
  • C carbon
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2011-246746 provides a method of limiting the spacing between inclusions of martensitic steel containing Mn of less than 1.5% to improve bending processing properties, but in this case, hardening by low alloying components. Since the performance is inferior, a very high cooling rate is required at the time of cooling, and thus there is a problem that shape quality may be very inferior.
  • Korean Patent Application Publication No. 2014-0031752 and Korean Patent Application Publication No. 2014-0031753 provide technology for securing strength and shape quality by controlling phase transformation for improving shape quality and hot-dip plating of existing water-cooled martensitic steels.
  • Korean Patent Publication No. 2014-0030970 provides a method for increasing the yield strength of the martensitic steel.
  • the above techniques are high alloyed martensitic steels, which have better shape quality than low alloyed water-cooled martensitic steels, but have the disadvantage of poor bending characteristics, which are important characteristics for improving roll forming properties and impact characteristics in impact. In this case, improvement of this situation is required.
  • One aspect of the present invention is to provide a high yield ratio (YR) type high strength cold rolled steel sheet excellent in shape quality and bending characteristics without the generation of waves in the width direction, longitudinal direction.
  • Yield ratio (YR) type high strength cold rolled steel sheet excellent in shape quality and bending characteristics without the generation of waves in the width direction, longitudinal direction.
  • Another preferred aspect of the present invention is a method for producing a high yield ratio (YR) type high strength cold rolled steel sheet having excellent shape quality and bending characteristics without the generation of waves in the width direction, length direction by controlling the steel composition and manufacturing conditions It is to provide.
  • YR high yield ratio
  • One side of the present invention is a cold rolled steel sheet manufactured by a method for manufacturing a cold rolled steel sheet including a continuous annealing process
  • C 0.1 ⁇ 0.15%, Si: 0.2% or less (including 0%), Mn: 2.3 ⁇ 3.0%, P: 0.001 ⁇ 0.10%, S: 0.010% or less (including 0%), Sol.Al : 0.01 ⁇ 0.10%, N: 0.010% or less (except 0%), Cr: 0.3 ⁇ 0.9%, B: 0.0010-0.0030%, Ti: 0.01-0.03%, Nb: 0.01-0.03%, remaining Fe and others Containing impurities, satisfying the following relational formula (1),
  • Microstructure is in area%, At least 90% martensite and temper martensite; And up to 10% ferrite and bainite,
  • the proportion of tempered martensite in martensite and temper martensite is% More than 90%
  • a high yield ratio high strength cold rolled steel sheet having a ratio (b / a) of C + Mn concentration (a) in martensite and C + Mn concentration (b) in ferrite and bainite is 0.65 or more.
  • Another preferred aspect of the present invention is by weight, C: 0.1 ⁇ 0.15%, Si: 0.2% or less (including 0%), Mn: 2.3 ⁇ 3.0%, P: 0.001 ⁇ 0.10%, S: 0.010% or less ( 0% included), Sol.Al: 0.01 ⁇ 0.10%, N: 0.010% or less (excluding 0%), Cr: 0.3 ⁇ 0.9%, B: 0.0010 ⁇ 0.0030%, Ti: 0.01 ⁇ 0.03%, Nb: 0.01 Re-heating the steel slab containing ⁇ 0.03%, remaining Fe and other impurities, and then hot finishing rolling under hot finishing rolling temperature conditions of 800 ⁇ 950 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet;
  • the first cooling to 650 ⁇ 700 °C at a cooling rate of 1 ⁇ 10 °C / sec, 250 ⁇ 330 °C at a cooling rate of 5 ⁇ 20 °C / sec Performing a continuous annealing for secondary cooling and overaging to a cooling end temperature of the;
  • It relates to a method for producing a high yield ratio type high strength cold rolled steel sheet that satisfies the following relation (1).
  • FIG. 1 is a microstructure photograph of the invention steel 3 prepared under the conditions of annealing temperature: 820 °C and cooling end temperature (RCS): 330 °C.
  • Figure 2 is a microstructure photograph of Comparative Steel 2 prepared under the conditions of annealing temperature: 820 °C and cooling end temperature (RCS): 410 °C.
  • 3 is a graph showing the change in tensile strength according to the change of 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS-1.36RCS.
  • FIG. 4 is a graph showing the change in bending index (R / t) according to the change in b / a (ratio of C + Mn concentration in martensite (a) to C + Mn concentration in ferrite and bainite (b)).
  • Carbon in the steel (C) is a very important element added to strengthen the metamorphosis. Carbon promotes high strength and promotes the formation of martensite in metamorphic steel. As the carbon content increases, the martensite content in the steel increases. However, if the amount exceeds 0.15%, weldability is inferior and welding defects occur when machining parts of customers. When the carbon content is lowered below 0.1%, it is difficult to secure enough strength.
  • the content of C is preferably limited to C: 0.1 ⁇ 0.15%.
  • Si 0.2% or less (including 0%)
  • Si Silicon (Si) in the steel promotes ferrite transformation and increases the carbon content in the unmodified austenite to form a complex structure of ferrite and martensite, thereby preventing the increase in martensite strength. It is also desirable to limit the possible additions as well as cause surface scale defects in terms of surface properties and degrade chemical conversion. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.2% or less (including 0%).
  • Manganese (Mn) in steel is an element that refines grains without damaging ductility, precipitates sulfur in steel completely with MnS, prevents hot brittleness due to the formation of FeS, and strengthens the steel and at the same time increases the critical cooling rate at which a martensite phase is obtained. It acts as a lowering to thereby make it easier to form martensite.
  • the content is less than 2.3%, it is difficult to secure the target strength, and if it exceeds 3.0%, the Mn content is limited to the range of 2.3 to 3.0% because it is highly likely to cause problems such as weldability and hot rolling property. It is desirable to.
  • Phosphorus (P) in steel is a substitution type alloy element with the largest solid solution strengthening effect, and serves to improve in-plane anisotropy and strength. If the content is less than 0.001%, not only the effect may not be sufficiently secured, but also causes a problem of manufacturing cost, while excessive addition may deteriorate press formability and cause brittleness of steel.
  • the content of P is preferably limited to 0.001 to 0.10%.
  • Sulfur in steel is an impurity element in steel and is an element that inhibits the ductility and weldability of the steel sheet. If the content exceeds 0.01%, there is a high possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet.
  • the content of S is preferably limited to 0.01% or less (including 0%).
  • Soluble aluminum (Sol.Al) in steel is an effective component to combine with oxygen in steel to deoxidize, and to distribute martensite hardenability by distributing carbon in ferrite to austenite. If the content is less than 0.01%, the effect may not be sufficiently secured, and if the content exceeds 0.1%, the effect may not only be saturated, but also increase the manufacturing cost, so that the amount of soluble Al is limited to 0.01 to 0.10%. desirable.
  • Nitrogen in steel (N) is a component that is effective in stabilizing austenite. If the content exceeds 0.01%, the risk of cracking when playing through the formation of AlN may be increased.
  • the upper limit of the N content is preferably limited to 0.010% (except 0%).
  • Chromium (Cr) in steel is a component added to improve the hardenability of steel and to secure high strength, and is an element that plays a very important role in forming martensite, which is a low temperature transformation phase.
  • the content of Cr is less than 0.3%, it is difficult to secure the above effects.
  • the content of Cr is more than 0.9%, the effect is not only saturated but also economically disadvantageous, so the content of Cr is preferably limited to 0.3 to 0.9%.
  • B in steel is a component that delays the transformation of austenite into pearlite during cooling during annealing, and is an element that suppresses the formation of ferrite and promotes the formation of martensite. If the content of B is less than 0.0010%, it is difficult to obtain the above effects sufficiently, and if it exceeds 0.0030%, an increase in cost due to excessive ferroalloy occurs.
  • the content of B is preferably limited to 0.0010 to 0.0030%.
  • Ti and Nb in steel are effective elements for raising the strength of steel sheet and miniaturizing the particle diameter.
  • the content of Ti and Nb is less than 0.01%, it is difficult to sufficiently secure such effects, and when the content exceeds 0.03%, ductility may be greatly reduced due to an increase in manufacturing cost and excessive precipitates. Therefore, the content of Ti and Nb is preferably limited to 0.01 to 0.03%, respectively.
  • the remaining Fe and other unavoidable impurities are included.
  • the continuous annealing temperature (SS) and the cooling end temperature (RCS) are controlled by using a correlation between the continuous annealing temperature and the cooling end temperature.
  • the yield strength is low and the target yield ratio of 0.77 or more may not be obtained.
  • microstructure of the cold rolled steel sheet of a preferred example of the present invention in area%, At least 90% martensite and temper martensite; And 10% or less of ferrite and bainite.
  • the fraction of the tempered martensite of the martensite and temper martensite is an area%, 90% or more is preferable.
  • the ratio (b / a) of the C + Mn concentration (a) in martensite and the C + Mn concentration (b) in ferrite and bainite is preferably at least 0.65.
  • Examples of preferred high yield ratio type high strength cold rolled steel sheet of the present invention is yield strength of at least 920MPa, tensile strength at least 1200MPa, yield ratio at least 0.77, elongation at least 6% and bending index (R / t: R: radius of curvature, t: specimen thickness) ) Can have 3 or less.
  • Another example of the preferred high yield ratio type high strength cold rolled steel sheet of the present invention may have a tensile strength of 1200 ⁇ 1300MPa.
  • the reheated slab After reheating the steel slab formed as described above, the reheated slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the hot finishing rolling temperature is preferably set to 800 ⁇ 950 °C.
  • the hot finish rolling temperature is less than 800 ° C.
  • the hot deformation resistance is sharply increased, and the top, tail and edges of the hot rolled coil become single phase regions, thereby increasing in-plane anisotropy and formability. Deteriorates.
  • the temperature exceeds 950 ° C, not only a thick oxide scale is generated but also the microstructure of the steel sheet is likely to coarsen.
  • hot finishing rolling temperature to 800-950 degreeC.
  • the hot rolled steel sheet is wound at 500 to 750 ° C.
  • the winding temperature is preferably limited to 500 ⁇ 750 °C.
  • the cold rolling reduction rate is preferably 40 to 70%.
  • the recrystallization driving force may be weakened, which may cause a problem in obtaining good recrystallized grains, and shape correction may be difficult.
  • the first cooling to 650 ⁇ 700 °C at a cooling rate of 1 ⁇ 10 °C / sec, 250 ⁇ 330 °C at a cooling rate of 5 ⁇ 20 °C / sec
  • the secondary annealing is carried out to the cooling end temperature of the reactor and the overaging treatment is performed.
  • the annealing temperature satisfies the relation (1), if the annealing temperature is less than 770 ° C., ferrite may be generated in a large amount, thereby lowering the yield strength, which may make it difficult to manufacture a steel having a high yield ratio of 0.77 or more.
  • the martensite packet size produced during cooling is increased due to an increase in austenite grain size due to high temperature annealing, thereby making it difficult to secure a target tensile strength.
  • the continuous annealing temperature is specified to satisfy the relation (1) in the temperature range of 770 °C ⁇ 830 °C.
  • the steel sheet maintained at the continuous annealing temperature is first cooled to a cooling rate of 1 ⁇ 10 °C / second to 650 ⁇ 700 °C.
  • the primary cooling step is to suppress the ferrite transformation so that most of the austenite is transformed into martensite.
  • the secondary cooling is performed to a cooling end temperature of 250 to 330 ° C. at a cooling rate of 5 to 20 ° C./s, followed by overaging treatment.
  • the secondary cooling end temperature is a very important temperature condition to secure the high yield ratio along with securing the width and length of the coil.
  • the cooling end temperature is less than 250 ° C, the yield strength is increased due to excessive increase in the amount of martensite during the overaging treatment.
  • tensile strength increases and ductility deteriorates very much. In particular, deterioration of shape due to quenching is expected to result in inferior workability during roll forming processing.
  • Skin pass rolling is performed on the heat-treated steel sheet as described above in a reduction ratio of 0.1 to 1.0%.
  • the skin pass rolling of the metamorphic tissue steel causes an increase in yield strength of at least 50 Mpa with little increase in tensile strength. If the reduction ratio is less than 0.1%, it is very difficult to control the shape in the ultra-high strength steel as in the present invention, and if it exceeds 1.0%, the operation rate is greatly unstable by the high drawing operation, so the rolling reduction ratio is 0.1 when skin pass rolling. It is limited to -1.0%.
  • yield strength of 920MPa or more, tensile strength of 1200MPa or more, yield ratio of 0.77 or more, elongation 6% or more and bending index (R / t: R: curvature radius) , t: specimen thickness) can be produced a high yield ratio type high strength cold rolled steel sheet having 3 or less.
  • a high yield ratio type high strength cold rolled steel sheet having a tensile strength of 1200 ⁇ 1300MPa can be produced.
  • the steel slab as shown in Table 1, was vacuum-dissolved, heated in a reheating temperature at 1200 ° C. for 1 hour in a heating furnace, and hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • hot rolling was finished hot rolling in the temperature range of 880 °C and the winding temperature was set to 680 °C.
  • the hot rolled steel sheet was pickled and cold rolled at a cold reduction ratio of 50% to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the cold rolled cold rolled steel sheet was subjected to continuous annealing under the conditions shown in Table 1, and finally, skin pass rolling was performed at a rolling rate of 0.2%.
  • the primary cooling rate was 2 ° C./sec
  • the primary cooling end temperature was 650 ° C.
  • the secondary cooling rate was 15 ° C./sec.
  • JIS No. 5 tensile test pieces were prepared from the cold rolled steel sheets prepared as described above, and the material properties (yield strength, tensile strength, yield ratio, elongation) and microstructure were observed, and the results are shown in Table 2 below.
  • FM martensite
  • TM tempered martensite
  • F ferrite
  • B bainite
  • b / a C + Mn concentration (a) in martensite and C + Mn concentration in ferrite and bainite (b) ratio
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • YR yield ratio
  • El elongation
  • R / t bending index
  • R radius of curvature
  • t specimen thickness
  • the comparative steels 1 to 5 that do not satisfy the relational formula (1) of the present invention does not satisfy the component range of the present invention can be seen that the yield ratio is low and the comparative steel 4 has a low elongation.
  • the microstructure of the inventive steel 3 is composed of martensite and tempered martensite, and the tissue is very advantageous in securing a high strength steel having a yield strength of 920 MPa or more and a yield ratio of 0.77. to be.
  • the yield strength is lower than 920 MPa, especially the yield ratio is very low so as not to satisfy the target characteristics of the present invention. do. This is due to the generation of ferrite or high temperature transformation phases such as granular bainite in the steel.

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Abstract

본 발명의 바람직한 일측면은 연속소둔공정을 포함하는 냉연강판의 제조방법에 의해 제조되는 냉연강판으로서, 중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 0.2%이하(0% 포함), Mn: 2.3~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하(0% 포함), Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하(0%는 제외), Cr: 0.3~0.9%, B:0.0010-0.0030%, Ti: 0.01-0.03%, Nb:0.01-0.03%, 나머지 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고, 하기 관계식(1)을 만족하고, [관계식 1] 1650 ≤ 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS ≤1688 [여기서, C, Mn 및 Cr은 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값이고, SS는 연속소둔온도(℃)를 나타내고, RCS는 연속소둔 시 냉각종료온도(℃)를 나타냄] 미세조직은 면적 %로, 90%이상의 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트; 및 10%이하의 페라이트 및 베이나이트를 포함하고, 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트 중 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 면적 %로, 90%이상이고, 그리고 상기 마르텐사이트내 C+Mn 농도(a)와 페라이트 및 베이나이트내 C+Mn 농도(b)의 비율(b/a)이 0.65이상인 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명은 주로 자동차 충돌 및 구조부재에 사용되는 고항복비(YR)형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 폭방향, 길이방향의 웨이브(wave)발생이 없는 형상품질 및 굽힘특성이 우수한 고항복비(YR)형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다.
특히, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위하여 멤버(Member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다.
상기 구조부재는 인장강도 대비 항복강도가 높을수록 즉, 항복비(인장강도/항복강도)가 높을수록 충격에너지 흡수능에 유리한 특징을 가지고 있다.
그러나, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연신율이 감소하게 됨으로써, 성형가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 그러나, 상기 방법 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어렵다는 단점이 있다.
한편, 석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄, 질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄, 질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다.
상기 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점을 가지고 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 됨으로써, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다.
또한, 페라이트 기지에 탄, 질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.
한편, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 또는 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러가지가 개발되어 왔다.
또한, 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용은 고온에서 성형후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의하여 최종 강도를 확보하는 핫 프레스 포밍(Hot Press Forming)강이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다 및 열처리 및 공정비용이 높아서 적용확대가 크지 않다.
최근에는 충돌시 승객의 안정성을 보다 향상시키고자 차량에 있어서 정면 충돌특성을 고려한 범퍼 빔(bumper beam) 부품 또는 측면충돌에 유리한 실사이드(sill side) 부품의 초고강도화가 진행되고 있다.
이러한 부품은 주로 기존의 프레스 포밍 공법이 아닌 롤포밍 방법을 이용하여 제조하고 있다.
일반 프레스 포밍 및 핫 프레스 포밍에 비하여 생산성이 높은 롤포밍 공법은 다단 롤포밍을 통하여 복잡한 형상을 제작하는 방법인데 통상 연신율이 낮은 초고강도소재의 부품 성형에의 적용이 확대되고 있다.
주로 수냉각 설비를 갖춘 연속소둔로에서 제조되며, 미세조직은 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 나타낸다. 수냉각시 폭방향, 길이방향 온도편차로 인하여 형상 품질이 열위하여 롤포밍 적용시 작업성 열화 및 위치별 재질 편차등을 나타내는 단점이 있다.
일 예로, 일본공개특허 제2010-090432호는 템퍼링 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻으며 연속소둔 후의 판 형상도 우수한 냉연강판의 제조방법에 관한 것인데, 이는 탄소(C)의 함량이 0.2% 이상으로 높아 용접성의 열위와 더불어, Si의 다량 함유에 기인한 로내 덴트 유발 가능성이 우려되는 문제점이 있다.
또한, 일본공개특허 제2011-246746호에서는 굽힘 가공 특성의 개선을 위해 Mn을 1.5% 미만으로 함유하는 마르텐사이트 강의 개재물 간의 간격을 제한하는 방안을 제공하고 있으나, 이 경우에도 낮은 합금성분에 의해 경화능이 열위하여 냉각시 매우 높은 냉각속도가 요구되며, 이로 인해 형상 품질이 매우 열위할 우려가 있는 문제점이 있다.
한국공개특허 제2014-0031752호와 한국공개특허 제2014-0031753호에서는 기존의 수냉 마르텐사이트 강의 형상 품질의 개선과 용융도금을 위해 상변태를 제어하여 강도와 형상 품질을 확보하는 기술을 제공하며, 또한, 한국공개특허 제2014-0030970호에서는 마르텐사이트 강의 항복강도를 높이는 방법을 제공하고 있다.
그러나, 상기 기술들은 고합금형 마르텐사이트 강으로서 저합금형의 수냉 마르텐사이트 강에 비해 형상 품질이 우수하나, 롤포밍성 개선 및 충돌시 충돌특성 향상을 위한 중요한 특성인 굽힘 특성이 열위한 단점이 있어, 이의 개선이 요구되는 실정이다.
본 발명의 바람직한 일측면은 폭방향, 길이방향의 웨이브(wave)발생이 없는 형상품질 및 굽힘특성이 우수한 고항복비(YR)형 고강도 냉연강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일측면은 강 조성과 제조조건을 제어함으로써 폭방향, 길이방향의 웨이브(wave)발생이 없는 형상품질 및 굽힘특성이 우수한 고항복비(YR)형 고강도 냉연강판을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일측면은 연속소둔공정을 포함하는 냉연강판의 제조방법에 의해 제조되는 냉연강판으로서,
중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 0.2%이하(0% 포함), Mn: 2.3~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하(0% 포함), Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하(0%는 제외), Cr: 0.3~0.9%, B:0.0010-0.0030%, Ti: 0.01-0.03%, Nb:0.01-0.03%, 나머지 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고, 하기 관계식(1)을 만족하고,
[관계식 1]
1650 ≤ 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS ≤1688
[여기서, C, Mn 및 Cr은 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값이고, SS는 연속소둔온도(℃)를 나타내고, RCS는 연속소둔 시 냉각종료온도(℃)를 나타냄]
미세조직은 면적 %로, 90%이상의 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트; 및 10%이하의 페라이트 및 베이나이트를 포함하고,
마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트 중 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 면적 %로, 90%이상이고, 그리고
상기 마르텐사이트내 C+Mn 농도(a)와 페라이트 및 베이나이트내 C+Mn 농도(b)의 비율(b/a)이 0.65이상인 고항복비형 고강도 냉연강판에 관한 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 0.2%이하(0% 포함), Mn: 2.3~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하(0% 포함), Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하(0%는 제외), Cr: 0.3~0.9%, B:0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.03%, Nb:0.01~0.03%, 나머지 Fe 및 기타의 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후, 800~950℃의 열간 마무리압연 온도조건으로 열간 마무리압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 500~750℃온도범위에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 770℃~830℃의 연속소둔온도에서 유지한 후, 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하고, 5~20℃/초의 냉각속도로 250~330℃의 냉각 종료온도까지 2차 냉각하고 과시효처리하는 연속소둔을 실시하는 단계; 및
상기와 같이 연속소둔처리된 강판을 0.1~1.0%의 압하율로 스킨패스 압연하는 단계를 포함하고, 상기 연속소둔온도(℃) 및 냉각종료온도(℃)는
하기 관계식(1)을 만족하는 고항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
1650 ≤ 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS ≤1688
[여기서, C, Mn 및 Cr은 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값이고, SS는 연속소둔온도(℃)를 나타내고, RCS는 연속소둔 시 냉각종료온도(℃)를 나타냄]
본 발명의 바람직한 일측면에 따르면, 폭방향, 길이방향의 웨이브(wave)발생이 없는 형상품질 및 굽힘특성이 우수한 고항복비(YR)형 고강도 마르텐사이트 냉연강판을 제공할 수 있다.
도 1은 소둔온도: 820℃ 및 냉각종료온도(RCS): 330℃의 조건으로 제조된 발명강 3의 미세조직사진.
도 2는 소둔온도: 820℃ 및 냉각종료온도(RCS): 410℃의 조건으로 제조된 비교강 2의 미세조직 사진.
도 3은 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS의 변화에 따른 인장강도 변화를 나타내는 그래프.
도 4는 b/a[마르텐사이트내 C+Mn 농도(a)와 페라이트 및 베이나이트내 C+Mn 농도(b)의 비율] 변화에 따른 굽힘성지수(R/t) 변화를 나타내는 그래프.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
이하, 강 성분 및 성분범위 한정이유에 대하여 설명한다.
C: 0.1~0.15%
강중 탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 탄소는 고강도화를 도모하고 변태조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 탄소함량이 증가하게 되면 강중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 하지만 그 양이 0.15%를 초과하면 용접성이 열위하여 고객사 부품가공시 용접결함이 발생한다. 탄소함량이 0.1%이하로 낮아지면 강도를 충분히 확보하기 어렵다.
따라서, C의 함량은 C:0.1~0.15%로 한정하는 것이 바람직하다.
Si: 0.2%이하(0% 포함)
강중 실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시켜 마르텐사이트의 강도상승에 방해를 준다. 또한 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 가능한 첨가를 제한하는게 바람직하다. 따라서, Si의 함량은 0.2%이하(0% 포함)로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 2.3~3.0%
강중 망간(Mn)은 연성의 손상없이 결정립을 미세화시키고, 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이며 동시에 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하게 되며 이로 인하여 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다.
그 함량이 2.3% 미만인 경우 목표로 하는 강도 확보가 곤란하고, 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높기 때문에 상기 Mn의 함량은 2.3~3.0%의 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.10%
강중 인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역활을 한다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 충분히 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있다.
따라서, 상기 P의 함량은 0.001~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
S:0.010%이하(0% 포함)
강중 황(S)은 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.01%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다.
따라서, 상기 S의 함량은 0.01%이하(0% 포함)로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.01~0.10%
강중 가용 알루미늄(Sol.Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용을 하고, 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 충분히 확보할 수 없고, 0.1%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라, 제조비용이 증가하므로, 상기 가용 Al의 함량은 0.01~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.010%이하(0%는 제외)
강중 질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이다. 그 함량이 0.01%를 초과하는 경우 AlN 형성 등을 통한 연주시 크랙이 발생할 위험성이 증가될 수 있다.
따라서, 상기 N 함량의 상한은 0.010%(0%는 제외)로 한정하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.3~0.9%
강중 크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 저온 변태상인 마르텐사이트를 형성하는데 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 상기 Cr의 함량이 0.3% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려우며 0.9%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 불리하므로 상기 Cr의 함량은 0.3~0.9%로 제한하는 것이 바람직하다.
B:0.0010~0.0030%
강중 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 마르텐사이트의 형성을 촉진하는 원소이다. 상기 B의 함량이 0.0010% 미만인 경우는 상기의 효과를 충분히 얻기가 어렵고 0.0030% 초과하면 합금철 과다에 따른 원가 증가가 발생하게 된다.
상기 B의 함량은 0.0010~0.0030%로 한정하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.01~0.03% 및 Nb:0.01~0.03%,
강중 Ti 및 Nb은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti 및 Nb의 함량이 0.01% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 충분히 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti 및 Nb의 함량은 각각 0.01~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 바람직한 일측면에서는 하기 관계식(1)을 만족하여야 한다
[관계식 1]
1650 ≤ 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS ≤1688
[여기서, C, Mn 및 Cr은 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값이고, SS는 연속소둔온도(℃)를 나타내고, RCS는 연속소둔 시 냉각종료온도(℃)를 나타냄]
보다 바람직하게는 탄소와 Cr의 함량이 본 발명의 성분범위를 만족하는 조건에서 연속소둔온도를 770℃~830℃, 냉각종료온도를 250~330℃의 온도범위로 관리하며, 동시에 관계식 1과 같은 연속소둔온도와 냉각종료온도의 상관식을 이용하여 연속소둔온도(SS)와 냉각종료온도(RCS)를 제어한다.
이러한 조건을 만족하지 못하면 항복강도가 낮아 목표로 하는 항복비 0.77이상이 얻어지지 않을 수 있다.
본 발명의 바람직한 일례의 냉연강판의 미세조직은 면적 %로, 90%이상의 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트; 및 10%이하의 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트 중 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 면적 %로, 90%이상이 바람직하다.
높은 항복비를 확보하기 위해 적정 마르텐사이트 분율의 확보가 매우 중요하다.
상기 마르텐사이트내 C+Mn 농도(a)와 페라이트 및 베이나이트내 C+Mn 농도(b)의 비율(b/a)이 0.65이상이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 고항복비형 고강도 냉연강판의 일례는 항복강도 920MPa이상, 인장강도 1200MPa이상, 항복비 0.77이상, 연신율 6%이상 및 굽힘성지수(R/t: R: 곡률반경, t: 시편두께) 3이하를 가질 수 있다.
본 발명의 바람직한 고항복비형 고강도 냉연강판의 다른 일례는 인장강도 1200~1300MPa를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일측면인 고항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
상기와 같이 조성된 강 슬라브를 재가열한 후, 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
상기 열간압연 시, 열간 마무리압연온도는 800~950℃로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 열간 마무리 압연 온도가 800℃ 미만인 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고 또한 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다. 한편, 950℃를 초과하게 되면 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다.
따라서, 열간마무리압연온도는 800~950℃로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 열연강판을 500~750℃에서 권취한다.
권취온도가 500℃ 미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연 시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하게 되면 표면 스케일의 증가로 산세성이 열화하므로, 상기 권취온도는 500~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열연강판을 산세한 후에 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 것이 바람직하다.
상기 냉간압연 시 압하율은 40~70%가 바람직하다.
압하율이 40%미만인 경우는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생될 우려가 있고, 형상교정이 어려울 수 있다.
그러나 압하율이 70%를 초과하면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다.
상기 냉연강판을 770℃~830℃의 소둔온도범위에서 유지한 후, 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하고, 5~20℃/초의 냉각속도로 250~330℃의 냉각 종료온도까지 2차 냉각하고 과시효처리하는 연속소둔을 실시한다.
이때, 연속소둔온도 및 냉각종료온도는 하기 관계식(1)을 만족하여야 한다.
[관계식 1]
1650 ≤ 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS ≤1688
[여기서, C, Mn 및 Cr은 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값이고, SS는 연속소둔온도(℃)를 나타내고, RCS는 연속소둔 시 냉각종료온도(℃)를 나타냄]
상기 소둔온도가 상기 관계식(1)을 만족하더라도 소둔온도가 770℃미만이면 페라이트가 다량으로 생성되어 항복강도가 낮아져 항복비 0.77이상의 고항복비를 가지는 강재의 제조가 어려울 수 있다.
상기 소둔온도가 830℃초과하는 경우에는 고온소둔에 따른 오스트나이트 결정립크기 증가로 냉각시 생산되는 마르텐사이트 패킷(packet)사이즈가 증가하여 목표로 하는 인장강도 확보가 어렵게 된다.
따라서, 상기 연속소둔온도는 770℃~830℃의 온도범위에서 상기 관계식(1)을 만족하도록 특정된다.
상기 연속소둔온도에서 유지된 강판을 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각한다.
상기 1차 냉각 단계는 페라이트 변태를 억제하여 대부분의 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되도록 하기 위함이다.
상기 1차 냉각 후, 5~20℃/s의 냉각속도로 250~330℃의 냉각종료온도까지 2차 냉각한 후, 과시효처리를 행한다.
상기 2차 냉각 종료온도는 코일의 폭방향, 길이방향 형상확보와 더불어 고 항복비 확보에 매우 중요한 온도조건으로서 냉각 종료온도가 250℃미만인 경우에는 과시효처리 동안 마르텐사이트 량의 과도한 증가로 항복강도, 인장강도가 동시에 증가하고 연성이 매우 열화한다. 특히, 급냉에 따른 형상열화가 발생하여 롤포밍가공시 작업성열위 등이 예상된다.
한편, 330℃를 초과하게 되면 소둔시 생성된 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 못하고 고온변태상인 베이나이트, 그래뉼라 베이나이트(granular bainite)등이 많이 생성되어 항복강도가 급격히 열화되는 문제가 발생한다. 이러한 조직의 발생은 항복비의 저하를 수반하여 목표로 하는 고항복비형 초고강도강을 제조할 수 없게 한다.
상기와 같이 열처리된 강판을 0.1~1.0%의 압하율 범위에서 스킨패스 압연을 수행한다.
통상 변태조직강을 스킨패스압연하는 경우 인장강도의 증가는 거의 없이 적어도 50Mpa이상의 항복강도 상승이 일어난다. 압하율이 0.1%미만이면 본 발명과 같은 초고강도강에서 형상의 제어가 매우 어려우며, 1.0%를 초과하는 경우에는 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해지므로 스킨패스압연 시, 압하율은 0.1~1.0%로 한정한다.
본 발명의 바람직한 고항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법의 일례에 따르면, 항복강도 920MPa이상, 인장강도 1200MPa이상, 항복비 0.77이상, 연신율 6%이상 및 굽힘성지수(R/t: R: 곡률반경, t: 시편두께) 3이하를 갖는 고항복비형 고강도 냉연강판이 제조될 수 있다.
본 발명의 바람직한 제조방법의 다른 일례에 따르면, 인장강도 1200~1300MPa를 갖는 고항복비형 고강도 냉연강판이 제조될 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예 1)
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 재가열온도 1200℃ 온도에서 1시간 가열하고 열간압연을 실시하여 열연강판을 얻은 후 권취하였다. 이때, 열간압연은 880℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며 권취온도는 680℃로 설정하였다. 상기 열연강판을 산세하고 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 얻었다. 냉간압연된 냉연강판은 하기 표 1의 조건으로 연속소둔를 실시하였으며, 최종적으로 압연율 0.2%로 스킨패스 압연을 실시하였다. 연속소둔 시 1차 냉각속도는 2℃/sec이고, 1차 냉각종료온도는 650℃ 이고, 2차 냉각속도는 15℃/sec이였다.
상기와 같이 제조된 냉연강판으로부터 JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질특성(항복강도, 인장강도, 항복비, 연신율) 및 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
한편, 소둔온도 820℃, 냉각종료온도(RCS) 330℃의 조건으로 제조된 강재(발명강 3)의 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내고, 발명강 3에 대해 소둔온도 820℃, 냉각종료온도(RCS) 410℃의 조건으로 제조된 강재(비교강 2)의 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 2에 나타내었다.
표 1
C Mn Si P S Al Cr Ti Nb B N SS(℃) RCS(℃) 비고 식1)
0.1 2.8 0.1 0.01 0.002 0.03 0.9 0.03 0.03 0.0023 0.005 830 250 발명강1 1650
0.13 2.5 0.12 0.01 0.004 0.03 0.7 0.02 0.03 0.0019 0.004 820 270 발명강2 1676
850 270 비교강1 1698
0.15 2.5 0.1 0.01 0.003 0.07 0.6 0.02 0.03 0.0022 0.005 820 330 발명강3 1688
820 410 비교강2 1579
0.16 2.2 0.1 0.011 0.005 0.044 0.9 0.04 0.02 0.002 0.005 810 310 비교강3 1742
0.14 3.3 0.1 0.01 0.003 0.035 0.6 0.04 0.02 0.002 0.006 810 310 비교강4 1844
0.2 2.7 0.1 0.01 0.004 0.033 0.7 0.04 0.02 0.002 0.007 810 310 비교강5 2050
표 2
강번 미세조직분율(%) b/a YS(MPa) TS(MPa) El(%) YR R/t
FM+TM(TM분율) F+B
발명강 1 91(82) 9 0.67 969 1205 8.9 0.80 2.9
발명강 2 90(81) 10 0.66 960 1242 6.5 0.77 2.5
비교강1 89(76) 11 0.68 963 1261 6.9 0.76 2.5
발명강 3 91(82) 9 0.67 1029 1281 6.3 0.8 2.5
비교강2 85(34) 15 0.58 825 1253 7.4 0.66 3.3
비교강3 87(35) 13 0.36 893 1305 7.1 0.68 3.3
비교강4 94(38) 6 0.4 1036 1596 3.1 0.65 3
비교강5 95(34) 5 0.24 969 1678 6.2 0.58 3.3
(표 2에서, FM은 마르텐사이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트. F: 페라이트, B: 베이나이트, b/a : 마르텐사이트내 C+Mn 농도(a)와 페라이트 및 베이나이트내 C+Mn 농도(b)의 비율, YS: 항복강도 TS: 인장강도, YR: 항복비, El: 연신율; R/t: 굽힘성지수, R: 곡률반경, t: 시편두께)
상기 표 1 및 2 에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위와 제조조건을 만족하는 경우, 항복강도 920MPa이상, 인장강도 1200MPa이상, 항복비 0.77이상 및 연신율 6%이상 및 굽힘성지수(R/t: R: 곡률반경, t: 시편두께) 3이하를 갖는 고항복비형 고강도 강을 제조할 수 있음을 알 수 있다.
한편, 본 발명의 관계식(1)을 만족하지 못하는 비교강 1~5의 경우는 본 발명의 성분범위를 만족하지 못하여 항복비가 낮고 비교강 4는 연신율도 낮음을 알 수 있다.
도 1에 나타난 바와 같이, 발명강 3의 미세조직은 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성되어 있음을 알 수 있으며, 이러한 조직은 항복강도 920MPa이상, 항복비 0.77의 고강도강을 확보하는데 매우 유리한 조직이다.
한편, 도 2에 나타난 바와 같이, 비교강 2의 미세조직은 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트조직 뿐만 아니라 고온의 미세조직 (그래뉼라 베이나이트 등)이 15% 이상 존재함을 알 수 있으며, 이러한 조직을 갖는 강재는 상기 표 2에서도 알 수 있는 바와 같이 항복강도가 920MPa이하인 저 항복비를 가질 수 있다.
따라서 본 발명의 재질특성을 확보하기 위해서는 화학성분 뿐만 아니라 소둔온도와 냉각종료온도의 제어가 매우 중요함을 알 수 있다.
즉 본 발명의 성분조건을 만족하더라도 소둔온도 및 냉각종료온도가 관계식(1)을 만족하지 못하는 경우, 항복강도가 920MPa이하로 낮고, 특히 항복비가 매우 낮아 본 발명에서 목표로 하는 특성을 만족하지 못하게 된다. 이는 강중에 페라이트의 발생 또는 그래뉼라 베이나이트와 같은 고온 변태상이 생성되기 때문이다.
(실시예 2)
상기 실시예 1의 발명강 2에서 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS의 변화에 따른 인장강도 변화를 조사하고, 그 결과를 도 3에 나타내었다.
[여기서, C, Mn 및 Cr은 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값이고, SS는 연속소둔온도(℃)를 나타내고, RCS는 연속소둔 시 냉각종료온도(℃)를 나타냄]
도 3에 나타난 바와 같이, 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS의 값이 본 발명 범위인 경우, 인장강도가 1200~1300MPa임을 알 수 있다.
또한, 상기 실시예 1의 발명강 2에서 b/a[마르텐사이트내 C+Mn 농도(a)와 페라이트 및 베이나이트내 C+Mn 농도(b)의 비율] 변화에 따른 굽힘성지수(R/t) 변화를 조사하고, 그 결과를 도 4에 나타내었다.
도 4에 나타난 바와 같이, b/a 값이 본 발명 범위를 만족하는 경우에는 굽힘특성이 우수함을 알 수 있다.

Claims (4)

  1. 연속소둔공정을 포함하는 냉연강판의 제조방법에 의해 제조되는 냉연강판으로서,
    중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 0.2%이하(0% 포함), Mn: 2.3~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하(0% 포함), Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하(0%는 제외), Cr: 0.3~0.9%, B:0.0010-0.0030%, Ti: 0.01-0.03%, Nb:0.01-0.03%, 나머지 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고, 하기 관계식(1)을 만족하고,
    [관계식 1]
    1650 ≤ 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS ≤1688
    [여기서, C, Mn 및 Cr은 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값이고, SS는 연속소둔온도(℃)를 나타내고, RCS는 연속소둔 시 냉각종료온도(℃)를 나타냄]
    미세조직은 면적 %로, 90%이상의 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트; 및 10%이하의 페라이트 및 베이나이트를 포함하고,
    마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트 중 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 면적 %로, 90%이상이고, 그리고
    상기 마르텐사이트내 C+Mn 농도(a)와 페라이트 및 베이나이트내 C+Mn 농도(b)의 비율(b/a)이 0.65이상인 고항복비형 고강도 냉연강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 냉연강판은 920MPa이상의 항복강도, 1200MPa이상의 인장강도, 0.77이상의 항복비, 6%이상의 연신율 및 3%이하의 굽힘성지수(R/t: R: 곡률반경, t: 시편두께)를 갖는 것을 특징으로 하는 고항복비형 고강도 냉연강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 냉연강판은 1200 ~ 1300MPa의 인장강도 및 0.77이상의 항복비를 갖는 것을 특징으로 하는 고항복비형 고강도 냉연강판.
  4. 중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 0.2%이하(0% 포함), Mn: 2.3~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하(0% 포함), Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하(0%는 제외), Cr: 0.3~0.9%, B:0.0010~0.0030%, Ti: 0.01~0.03%, Nb:0.01~0.03%, 나머지 Fe 및 기타의 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열한 후, 800~950℃의 열간 마무리압연 온도조건으로 열간 마무리압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 500~750℃온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 770℃~830℃의 연속소둔온도에서 유지한 후, 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하고, 5~20℃/초의 냉각속도로 250~330℃의 냉각 종료온도까지 2차 냉각하고 과시효처리하는 연속소둔을 실시하는 단계; 및
    상기와 같이 연속소둔처리된 강판을 0.1~1.0%의 압하율로 스킨패스 압연하는 단계를 포함하고, 상기 연속소둔온도(℃) 및 냉각종료온도(℃)는
    하기 관계식(1)을 만족하는 고항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    1650 ≤ 5541.4C + 239Mn + 169.1Cr + 0.74SS - 1.36RCS ≤1688
    [여기서, C, Mn 및 Cr은 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타낸 값이고, SS는 연속소둔온도(℃)를 나타내고, RCS는 연속소둔 시 냉각종료온도(℃)를 나타냄]
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