WO2018080133A1 - 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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이규영
이세웅
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Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet excellent in hole expandability and yield ratio that can be preferably applied to structural members for automobiles, and a method of manufacturing the same.
  • Korean Patent Laid-Open Publication No. 1996-0023167 discloses an ultra-high tensile steel sheet having a very high ductility of about 900 MPa and 20-30% by adding C and Mn at 0.05 to 0.15% and 5.0 to 10.0%, respectively.
  • Korean Patent Laid-Open Publication No. 1996-0023167 does not take into account the yield strength, so the collision characteristics may be inferior as structural members for automobiles, and in addition, when cold press molding is used to replace hot press molding without considering the hole expansion property. There is a problem that shear edge cracking may occur.
  • Korean Laid-Open Patent Publication No. 2008-0060982 discloses C and Mn at 0.2 to 1.5% and 10 to 25%, respectively, with tensile strength of 1000 MPa or more, yield strength and elongation of 20% or more of 750 MPa, and workability and collision characteristics. Excellent steel sheet was presented.
  • Korean Laid-Open Patent Publication No. 2008-0060982 secures excellent yield strength by re-rolling (cold rolling) after hot rolling, there is material anisotropy according to the final rolling process, and a large amount of Mn addition and additional rolling process There is a disadvantage that the manufacturing cost increases.
  • One aspect of the invention is preferably applicable to structural members for automobiles It is to provide an ultra-high strength steel sheet excellent in hole expansion and yield ratio and a manufacturing method thereof.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.05 ⁇ 0.2%, Si: 2.0% or less, Mn: 4.1 ⁇ 9.0%, P: 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.02% or less (0% ), Al: 0.5% or less (except 0%), N: 0.02% or less (except 0%), remaining Fe and other unavoidable impurities,
  • Microstructures have a very high porosity and yield ratio including 10-30% of retained austenite, 50% or more of annealed martensite, and 20% or less of other phases including alpha martensite and epsilon martensite. It is about a steel plate.
  • each element symbol is a value representing each element content in weight%.
  • another aspect of the present invention comprises the steps of heating the slab that satisfies the above-described alloy composition to 1050 ⁇ 1300 °C;
  • the annealing heat treatment step of maintaining the cooled hot-rolled steel sheet in a temperature range of 590 ⁇ 690 °C 40 seconds or more after cooling; relates to a method of manufacturing a super-high strength steel sheet excellent in hole expansion and yield ratio comprising a.
  • an ultra-high strength steel sheet and a method of manufacturing the same which are excellent in hole expansion properties and yield ratios without cold rolling after hot rolling, and are capable of cold press molding.
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of the final annealing heat-treated hot-rolled steel sheet of Inventive Example 12 with (a) scanning electron microscope (SEM) and (b) electron back scattering diffraction (EBSD).
  • SEM scanning electron microscope
  • EBSD electron back scattering diffraction
  • TEM 3 is a photograph taken with a transmission electron microscope (TEM) of the microstructure of the final annealing heat-treated hot-rolled steel sheet of Inventive Example 12. This is to observe the size and number of fine precipitates.
  • TEM transmission electron microscope
  • Ultra high strength steel sheet having excellent hole expandability and yield ratio according to an aspect of the present invention in weight%, C: 0.05 ⁇ 0.2%, Si: 2.0% or less, Mn: 4.1 ⁇ 9.0%, P: 0.05% or less (0% ), S: 0.02% or less (excluding 0%), Al: 0.5% or less (excluding 0%), N: 0.02% or less (excluding 0%), remaining Fe and other unavoidable impurities,
  • the microstructure comprises, by volume fraction, 10-30% of retained austenite, 50% or more of annealed martensite, and 20% or less of other phases, including alpha martensite and epsilon martensite.
  • each element symbol is a value representing each element content in weight%.
  • alloy composition of the present invention will be described in detail.
  • the unit of each element content below is weight% unless there is particular notice.
  • Carbon (C) is an effective element for reinforcing steel, and is an important element added for controlling stability and strength of austenite in the present invention.
  • the above-described effects may be insufficient, and when the C content is more than 0.2%, the hardness difference between the microstructures is increased, resulting in inferior hole expandability and deterioration of spot weldability.
  • C content is 0.05 to 0.2%. More preferred C content is 0.1-0.2%, even more preferred C content is 0.13-0.2%.
  • Si is an element that inhibits the precipitation of carbides in ferrite and promotes diffusion of carbon in the ferrite into austenite and contributes to stabilization of residual austenite.
  • the hot rolling property and the cold rolling property may be very hot.
  • the content of Si may be inhibited by forming Si oxide on the steel surface, so the content is limited to 2% or less. It is preferable to.
  • the Si may be included as 0%, because it is easy to ensure the stability of the retained austenite without the addition of Si, as it will contain a large amount of Mn as described below. More preferred Si content is 1.5% or less, and even more preferred Si content is 1.1% or less.
  • Manganese (Mn) is an element effective in forming and stabilizing residual austenite while suppressing the transformation of ferrite.
  • the Mn content is less than 4.1%, the stability of the retained austenite becomes insufficient, resulting in a decrease in mechanical properties due to a decrease in elongation.
  • the Mn content exceeds 9.0%, the manufacturing cost increases, and there is a problem that the spot weldability is lowered.
  • Mn content is 4.1 to 9.0%. More preferred Mn content is 5-9%, even more preferred Mn content is 5-8%.
  • Phosphorus (P) is a solid solution strengthening element, but if its content exceeds 0.05%, there is a problem that the weldability is lowered and the risk of brittleness of the steel increases, so the upper limit is preferably limited to 0.05%. More preferably, it is limited to 0.02% or less.
  • S Sulfur
  • S is an impurity element inevitably contained in steel and is an element that inhibits the ductility and weldability of the steel sheet.
  • the content of S exceeds 0.02%, the possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet increases, so it is preferable to limit the upper limit to 0.02%.
  • Aluminum (Al) is an element usually added for deoxidation of steel, and when the Al content exceeds 0.5%, the tensile strength of the steel decreases, making it difficult to manufacture a healthy slab through reaction with mold plus during casting, and surface oxides There is a problem of forming and inhibiting the plating property. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of Al to 0.5% or less, and 0% is excluded.
  • N Nitrogen (N) is a solid solution strengthening element, but if the content exceeds 0.02%, there is a high risk of brittleness, and there is a risk of inhibiting the performance quality by excessively precipitated AlN in combination with Al. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the upper limit of N to 0.02%.
  • Ti 0.1% or less (excluding 0%)
  • Nb 0.1% or less (excluding 0%)
  • V 0.2% or less (excluding 0%)
  • Mo 0.5% or less (0% And one or more selected from).
  • Ti is a fine carbide forming element and contributes to securing yield strength and tensile strength.
  • Ti has an advantage of reducing the risk of cracking when playing, because it has the effect of inhibiting AlN precipitation by depositing N in the steel as TiN as a nitride forming element.
  • Nb 0.1% or less (except 0%)
  • Nb is an element that segregates at the austenite grain boundary and suppresses coarsening of austenite grains during annealing heat treatment, forms fine carbides, and contributes to increase in strength.
  • V 0.2% or less (except 0%)
  • Vanadium (V) is an element that forms carbon and nitride by reacting with carbon or nitrogen.
  • vanadium (V) is an element that plays an important role in increasing the yield strength of steel by forming a fine precipitate at low temperature.
  • V content is more than 0.2%, coarse carbides are precipitated, the strength and elongation may be reduced by reducing the amount of carbon in the steel, and manufacturing costs may increase.
  • Molybdem is an element that forms a carbide, and serves to improve the yield strength and tensile strength by maintaining the size of the precipitate fine when the composite addition with carbon, nitride forming elements such as Ti, Nb, V.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the alloy composition of the present invention should not only satisfy the above-described respective element content, but also satisfy the following relational formula (1).
  • each element symbol is a value representing each element content in weight%.
  • the relationship 1 is derived in order to consider the effect of the element affecting the physical properties by forming a fine precipitate of complex carbonitride, such as C, Ti, Nb, V and Mo. More specifically, within the range satisfying the above-described elemental content, the composite carbonitrides are mostly bonded in an atomic ratio of 1: 1, and thus the amounts of C, Ti, Nb, V, and Mo are 12, 48, Tensile strength and yield ratio can be obtained when the sum of the values divided by 93, 51 and 96 is greater than 0.015.
  • Antimony (Sb): may further comprise one or more selected from 0.01 to 0.1%.
  • Ni nickel
  • Cu copper
  • Cr chromium
  • Antimony (Sb) has an effect of inhibiting internal concentration after hot rolling by inhibiting surface concentration of Si and Al and movement of element oxide through grain boundary segregation, and for the same reason due to surface concentration of Si and Al when annealing. It suppresses oxidation and improves the surface quality of plating. However, when the Sb content is less than 0.01%, the effect of inhibiting the internal oxide layer is not satisfactory, and when the Sb content is more than 0.1%, alloying of the zinc plated layer is delayed.
  • microstructure of the steel sheet of the present invention contains by volume 10% to 30% of retained austenite, 50% or more of annealing martensite, 20% or less of other phases including alpha martensite and epsilon martensite.
  • the stability of the austenite decreases and the elongation decreases, and the amount of plastic organic transformation martensite increases, so that the hole expandability is inferior. Since the knight is too stable and the fraction is small, there is a small problem to contribute to the elongation. Even when the annealing martensite is less than 50%, or when other phases including alpha martensite and epsilon martensite exceed 20%, the elongation is greatly reduced, which is not preferable because it means that the stability of residual austenite is reduced.
  • the steel sheet of the present invention includes 10 13 pieces / m 2 or more of precipitates having a size of 30nm or less in order to effectively increase the strength and pore expandability by the precipitates, the precipitates among Ti, Nb, V and Mo It may be a carbide, nitride or complex carbonitride containing one or more.
  • the residual austenite and the annealed martensite has a more excellent effect of hole expansion when it is configured in the needle shape, so the ratio between the short axis and the long axis may be 0.5 or less.
  • the steel sheet of the present invention may have a hole expandability of 15% or more, a yield ratio of 0.65 or more, a tensile strength of 900 MPa or more, and a product of tensile strength and elongation may be 23000 MPa% or more.
  • the steel sheet of the present invention may be further formed with a plating layer on the surface.
  • the plating layer may be a galvanized layer or an aluminum plated layer.
  • the steel sheet of the present invention may be further formed with an alloying plating layer on the surface.
  • the alloyed plating layer may be an alloyed galvanized layer or an alloyed aluminum plated layer.
  • a method of manufacturing an ultra-high strength steel sheet having excellent hole expandability and yield ratio comprising: heating a slab satisfying the alloy composition to 1050 to 1300 ° C .; Finishing hot rolling the heated slab in a temperature range of 800 to 1000 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet; Winding the hot rolled steel sheet at 750 ° C. or lower and then cooling the hot rolled steel sheet; And an annealing heat treatment step of cooling the cooled hot rolled steel sheet in a temperature range of 590 to 690 ° C. and maintaining it for at least 40 seconds.
  • the slab that satisfies the above-described alloy composition is heated to 1050-1300 ° C. This is for homogenizing the slab before performing hot rolling.
  • the slab heating temperature is less than 1050 °C, there is a problem that the load increases rapidly during the subsequent hot rolling, while exceeding 1300 °C not only increases the energy cost, but also increases the amount of surface scale leads to loss of material In case a large amount of Mn is contained, a liquid phase may be present.
  • the heated slabs are finished hot rolled at a temperature in the range of 800 to 1000 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet.
  • finish hot rolling temperature is less than 800 °C there is a problem that the rolling load is greatly increased, while if the temperature exceeds 1000 °C there is a problem causing surface defects due to scale and shortening the life of the rolling roll.
  • the hot rolled steel sheet is wound up at 750 ° C. or lower and cooled.
  • FIG. 1 is a graph showing changes in (a) yield strength and (b) tensile strength of the steel sheet, the lower the coiling temperature, the higher the yield strength and the tensile strength, which is advantageous in securing the strength of the final annealing material. Therefore, it is more preferable to cool by water after hot rolling and to lower the coiling temperature.
  • the cooled hot rolled steel sheet is heated to a temperature range of 590 to 690 ° C. and maintained for 40 seconds or more, followed by cooling to perform annealing heat treatment.
  • the method may further include obtaining a plated steel sheet by plating the annealing heat treated hot rolled steel sheet.
  • the plating conditions do not need to be particularly limited, and plating can be performed using an electroplating method, a hot dip plating method, or the like according to conventional conditions.
  • a hot dip galvanized steel sheet may be manufactured by depositing the annealing hot rolled steel sheet in a zinc plating bath.
  • the method may further include alloying the plated steel sheet to obtain an alloyed plated steel sheet.
  • the steel having the composition shown in Table 1 was vacuum dissolved in an ingot of 30 Kg, and then heated to a temperature of 1200 ° C. and maintained for 1 hour. Thereafter, after performing hot-rolling at 900 ° C. to produce a hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet was cooled to the coiling temperature shown in Table 2, and then charged into a furnace preheated to the corresponding temperature and maintained for 1 hour, followed by cold-rolling. The winding was simulated. Thereafter, after cooling the specimens to room temperature, the annealing and heat treatment under the conditions shown in Table 2, and then measured the microstructure and mechanical properties of the specimens, the results are shown in Table 3 below.
  • Yield strength, tensile strength, elongation, and yield ratio in Table 3 were measured using a universal tensile tester. Pore expandability (HER) was measured and evaluated based on the same criteria.
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • YR yield ratio (YS / TS)
  • HER hole expandability
  • Inventive Examples 1 to 17 satisfying both the alloy composition and the manufacturing conditions presented in the present invention are not only extremely high tensile strength of 900MPa or more, but also yield ratio of 0.65 or more and excellent elongation, resulting in a value of tensile strength x elongation of 23000 MPa%. It can be confirmed that it is abnormal. In addition, the hole expandability is satisfied 15% or more, it can be seen that it is very advantageous as a cold press forming steel sheet that can replace the existing hot press forming steel sheet.
  • the volume fraction showed 22% of retained austenite, 72% of annealed martensite and 6% of epsilon martensite.
  • the microstructure of the final annealing heat-treated hot-rolled steel sheet of Inventive Example 12 was taken by (a) scanning electron microscopy (SEM) and (b) electron backscattering diffraction (EBSD).
  • SEM scanning electron microscopy
  • EBSD electron backscattering diffraction
  • the grain size of the knight and annealed martensite was minute and the ratio of average axis and major axis of the phase was observed to be 0.5 or less, and the excellent yield strength ratio, elongation and hole expansion of the inventive steel could be secured by the structure and shape control.
  • dark gray means annealed martensite
  • light gray means austenite.

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 2.0% 이하, Mn: 4.1~9.0%, P: 0.05% 이하(0%는 제외), S: 0.02% 이하(0%는 제외), Al: 0.5% 이하(0%는 제외), N: 0.02% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Ti: 0.1% 이하(0%는 제외), Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), V: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.5%(0%는 제외) 이하 중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하고, 미세조직은 부피분율로 잔류 오스테나이트를 10~30%, 소둔 마르텐사이트를 50% 이상, 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함한 기타 상을 20% 이하로 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다. 관계식 1: C/12 + Ti/48 + Nb/93 + V/51 + Mo/96 ≥ 0.015 (상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)

Description

구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차용 구조 부재에 바람직하게 적용될 수 있는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 충돌 시 승객의 안전성을 확보하기 위하여 자동차에 대한 안전규제가 강화되고 있으며, 이를 위해서는 자동차용 강판의 강도를 향상시키거나 두께를 증가시켜야 한다. 또한, 현재 강화되고 있는 자동차의 CO2 배출 규제 및 연비 향상의 달성을 위해 차체 경량화가 지속적으로 요구됨에 따라, 자동차용 강판의 고강도화가 필수적이다.
하지만, 자동차용 강판의 강도를 높이는 경우 연성이 저하되는 경향이 있어, 초고강도강의 경우 성형성이 요구되는 부품에서의 이용이 제한적이다.
이러한 초고강도강의 단점을 극복하기 위한 일환으로, 성형성이 양호한 고온에서 부품을 성형한 이후 상온으로 급냉하여 저온조직을 확보함에 따라 최종적으로 높은 항복강도 및 인장강도를 구현하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 강이 개발되었다.
그러나, 자동차 부품제조사의 열간 프레스 성형 설비의 신규투자 및 고온 열처리에 따른 공정 비용의 증가로 결국 자동차 부품원가의 상승을 유발하는 문제점이 있다.
이에, 고강도이면서 연신율이 우수하고, 냉간 프레스 성형이 가능한 강재에 대한 연구가 지속적으로 이루어져 왔다.
일 예로, 한국 공개특허공보 제1996-0023167호에는 C 및 Mn을 각각 0.05~0.15% 및 5.0~10.0%로 첨가하여 900MPa의 인장강도 및 20~30% 수준의 매우 우수한 연성을 가지는 초고장력 강판이 제시되었다. 하지만, 한국 공개특허공보 제1996-0023167호에서는 항복강도를 고려하지 않아 자동차용 구조부재로서 충돌특성이 열위할 수 있으며, 또한 구멍확장성을 고려하지 않아 열간 프레스 성형을 대체하기 위한 냉간 프레스 성형시 전단 에지부 크랙이 발생할 수 있는 문제점이 있다.
한편, 한국 공개특허공보 제2008-0060982호에는 C 및 Mn을 각각 0.2~1.5% 및 10~25%로 첨가하여 1000MPa 이상의 인장강도 및 750MPa 이상의 항복강도와 연신율 20% 이상으로, 가공성 및 충돌특성이 우수한 강판이 제시되었다. 그러나, 한국 공개특허공보 제2008-0060982호에서는 열간압연 후 재압연(냉간압연)에 의해서 우수한 항복강도를 확보하고 있어, 최종 압연공정에 따른 재질이방성이 존재하고, 다량의 Mn첨가 및 추가 압연공정에 따른 제조원가가 상승하는 단점이 있다.
따라서, 열간압연 후 재압연(냉간압연) 공정 없이도 구멍확장성 및 항복비가 우수하여 냉간 프레스 성형이 가능한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명의 일 측면은 자동차용 구조 부재에 바람직하게 적용될 수 있는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
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.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 2.0% 이하, Mn: 4.1~9.0%, P: 0.05% 이하(0%는 제외), S: 0.02% 이하(0%는 제외), Al: 0.5% 이하(0%는 제외), N: 0.02% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
Ti: 0.1% 이하(0%는 제외), Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), V: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.5% 이하(0%는 제외) 중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하고,
미세조직은 부피분율로 잔류 오스테나이트를 10~30%, 소둔 마르텐사이트를 50% 이상, 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함한 기타 상을 20% 이하로 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다.
관계식 1: C/12 + Ti/48 + Nb/93 + V/51 + Mo/96 ≥ 0.015
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1050~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취한 후 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연강판을 590~690℃의 온도범위로 가열하여 40초 이상 유지한 후 냉각하는 소둔 열처리 단계;를 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 열간압연 후 재압연 공정 없이도 구멍확장성 및 항복비가 우수하여 냉간 프레스 성형이 가능한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
또한, 강도와 연신율이 우수하여 자동차 강판에 요구되는 성형성 및 충돌 안정성을 만족할 수 있으며, 항복비, 구멍확장성 및 연신율이 우수하여 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체할 수 있어 제조원가를 절감할 수 있다.
도 1은 비교강 1~4의 권취온도에 따른 열연강판의 (a)항복강도 및 (b)인장강도의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 2는 발명예 12의 최종 소둔 열처리된 열연강판의 미세조직을 (a)주사전자현미경(SEM) 및 (b)전자후방산란회절(EBSD)로 촬영한 사진이다. 최종 소둔조직에서 결정립 사이즈와 형상을 관찰하기 위함이며, (b)에서 짙은 회색은 소둔 마르텐사이트를, 연한 회색은 오스테나이트를 의미한다.
도 3은 발명예 12의 최종 소둔 열처리된 열연강판의 미세조직을 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진이다. 미세석출물의 크기 및 개수를 관찰하기 위함이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판은 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 2.0% 이하, Mn: 4.1~9.0%, P: 0.05% 이하(0%는 제외), S: 0.02% 이하(0%는 제외), Al: 0.5% 이하(0%는 제외), N: 0.02% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
Ti: 0.1% 이하(0%는 제외), Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), V: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.5% 이하(0%는 제외) 중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하고,
미세조직은 부피분율로 잔류 오스테나이트를 10~30%, 소둔 마르텐사이트를 50% 이상, 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함한 기타 상을 20% 이하로 포함한다.
관계식 1: C/12 + Ti/48 + Nb/93 + V/51 + Mo/96 ≥ 0.015
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%이다.
C: 0.05~0.2%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소이며, 본 발명에서는 오스테나이트의 안정도 제어 및 강도 확보를 위하여 첨가되는 중요 원소이다.
C 함량이 0.05% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분할 수 있으며, C 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 미세조직 간의 경도차가 증가하여 구멍확장성이 열위해지고, 점용접성이 저하될 우려가 있다.
따라서, C 함량은 0.05~0.2%인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 C 함량은 0.1~0.2 %이고, 보다 더 바람직한 C 함량은 0.13~0.2%이다.
Si: 2.0% 이하
Si는 페라이트 내에서 탄화물이 석출하는 것을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하는 원소로써 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다.
Si 함량이 2%를 초과하는 경우에는 열간 압연성 및 냉간 압연성이 매우 열위해 질 수 있으며, 강 표면에 Si 산화물을 형성함으로써 용융도금성을 저해할 수 있으므로, 그 함량을 2% 이하로 제한함이 바람직하다.
한편, 본 발명에서는 상기 Si을 0%로 포함하여도 무방한데, 이는 후술하는 바와 같이 Mn을 다량 함유함에 따라 Si의 첨가 없이도 잔류 오스테나이트의 안정성의 확보가 용이하기 때문이다. 보다 바람직한 Si 함량은 1.5%이하이고, 보다 더 바람직한 Si 함량은 1.1%이하이다.
Mn: 4.1~9.0%
망간(Mn)은 페라이트의 변태를 억제하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화에 유효한 원소이다.
Mn 함량이 4.1% 미만인 경우에는 잔류 오스테나이트의 안정성이 부족하게 되어 연신율 감소에 의한 기계적 물성의 저하를 초래한다. 반면에 Mn 함량이 9.0%를 초과하는 경우에는 제조비용이 증가하고, 점 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
따라서, Mn 함량은 4.1~9.0%인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Mn 함량은 5 ~ 9%이고, 보다 더 바람직한 Mn 함량은 5 ~ 8%이다.
P: 0.05% 이하(0%는 제외)
인(P)은 고용강화 원소이나, 그 함량이 0.05%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지는 문제가 있으므로 그 상한을 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02% 이하로 제한하는 것이다.
S: 0.02% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 이러한 S의 함량이 0.02%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지므로, 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.
Al: 0.5% 이하(0%는 제외)
알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이며, Al 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강의 인장강도가 저하되며, 주조 시 몰드 플러스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Al의 함량을 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
N: 0.02% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 고용강화 원소이나, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 취성이 발생할 위험성이 크고, Al과 결합하여 AlN을 과다 석출 시킴으로써 연주품질을 저해할 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 N의 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 합금원소 외에 Ti: 0.1% 이하(0%는 제외), Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), V: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.5% 이하(0%는 제외) 중에서 선택된 1종 이상을 포함한다.
Ti: 0.1% 이하(0%는 제외)
Ti은 미세 탄화물 형성원소로써 항복강도 및 인장강도의 확보에 기여한다.
또한, Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N를 TiN으로 석출시켜 AlN 석출을 억제하는 효과가 있어 연주 시 크랙이 발생할 위험성을 저감시키는 장점이 있다.
Ti 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 연주 시 노즐 막힘을 야기할 수 있다.
Nb: 0.1% 이하(0%는 제외)
Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 증가에 기여하는 원소이다.
Nb 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.
V: 0.2% 이하(0%는 제외)
바나듐(V)은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄,질화물을 형성하는 원소로써, 본 발명에서는 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복강도를 증가시키는 중요한 역할을 하는 원소이다.
V 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.
Mo: 0.5% 이하(0%는 제외)
몰리브뎀(Mo)은 탄화물을 형성하는 원소로서, Ti, Nb, V 등의 탄,질화물 형성원소와 복합첨가 시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복강도 및 인장강도를 향상시키는 역할을 한다.
Mo 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 상술한 효과가 포화되고, 오히려 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이때, 본 발명의 합금조성은 상술한 각 원소 함량을 만족할 뿐만 아니라, 하기 관계식 1을 만족하여야 한다.
관계식 1: C/12 + Ti/48 + Nb/93 + V/51 + Mo/96 ≥ 0.015
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
본 발명에서는 C, Ti, Nb, V 및 Mo과 같이 복합탄질화물의 미세 석출물을 형성하여 물성에 영향을 미치는 원소의 효과를 고려하기 위하여 상기 관계식 1을 도출하였다. 보다 구체적으로 상술한 각 원소 함량을 만족하는 범위 내에서, 상기 복합탄질화물의 경우 대부분 원자비 1:1로 결합하므로, C, Ti, Nb, V 및 Mo의 첨가량을 각각 원자량인 12, 48, 93, 51 및 96으로 나눈 값의 합이 0.015보다 큰 경우에 인장강도 및 항복비를 확보할 수 있다.
한편, 상술한 성분 이외에 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외), 안티몬(Sb): 0.01~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr)은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 상술한 C, Si, Mn, Al 등과 복합 작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 하지만 그 함량이 Ni 및 Cr의 경우 각각 1%를 초과하고, Cu의 경우 각각 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 과다하게 증가하는 문제가 있다. 또한, Cu는 열간압연 시 취성을 야기할 수 있으므로, Cu 첨가 시 Ni이 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.
안티몬(Sb)은 입계편석을 통한 Si, Al 등의 표면 농화 및 산화원소의 이동을 저해함에 의하여 열간압연 후 내부산화를 억제하는 효과가 있고, 동일한 이유로 소둔 시 Si, Al 등의 표면 농화에 의한 산화를 억제하여 도금 표면품질을 향상시키는 효과가 있다. 하지만, Sb 함량이 0.01% 미만인 경우에는 내부산화층 억제의 효과가 만족스럽지 않고, Sb 함량이 0.1% 초과인 경우에는 아연도금층의 합금화가 지연되는 문제점이 있다.
또한, 본 발명의 강판의 미세조직은 부피분율로 잔류 오스테나이트를 10~30%, 소둔 마르텐사이트를 50% 이상, 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함한 기타 상을 20% 이하로 포함한다.
잔류 오스테나이트가 30%를 초과하는 경우에는 오스테나이트의 안정성이 감소하여 연신율이 감소하며, 소성유기변태 마르텐사이트의 양이 증가하므로 구멍확장성이 열위해지는 문제점이 있으며, 10% 미만인 경우에는 잔류 오스테나이트가 너무 안정하고 분율이 작으므로 연신율에 기여하는 바가 작은 문제점이 있다. 소둔 마르텐사이트가 50% 미만인 경우나, 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함한 기타 상이 20%를 초과하는 경우에도 잔류 오스테나이트의 안정성이 감소함을 의미하므로 연신율이 크게 저하되어 바람직하지 않다.
이때, 본 발명의 강판은 석출물에 의한 강도향상 및 구멍확장성을 효과적으로 확보하기 위하여 30nm 이하의 크기를 갖는 석출물을 1013 개/m2 이상 포함하며, 상기 석출물은 Ti, Nb, V 및 Mo 중 1 이상을 포함하는 탄화물, 질화물 또는 복합 탄질화물일 수 있다.
또한, 상기 잔류 오스테나이트 및 상기 소둔 마르텐사이트는 침상형으로 구성되어질 때 구멍확장성이 보다 우수한 효과가 있으므로 단축과 장축의 비가 0.5 이하일 수 있다.
한편, 본 발명의 강판은 구멍확장성이 15% 이상이며, 항복비가 0.65 이상이고, 인장강도가 900MPa 이상이고, 인장강도와 연신율의 곱이 23000MPa% 이상일 수 있다. 이러한 물성을 만족함으로써 냉간 성형 시에도 전단 에지부 크랙 등이 발생하지 않아 열간 프레스 성형을 대체할 수 있으며, 자동차 강판에 요구되는 성형성 및 충돌 안정성을 만족할 수 있다.
또한, 본 발명의 강판은 표면에 도금층이 추가로 형성되어 있을 수 있다.
예를 들어, 상기 도금층은 아연도금층 또는 알루미늄도금층일 수 있다.
또한, 본 발명의 강판은 표면에 합금화 도금층이 추가로 형성되어 있을 수 있다. 예를 들어, 상기 합금화 도금층은 합금화 아연도금층 또는 합금화 알루미늄도금층일 수 있다.
구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1050~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취한 후 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 590~690℃의 온도범위로 가열하여 40초 이상 유지한 후 냉각하는 소둔 열처리 단계;를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1050~1300℃로 가열한다. 이는 열간압연을 행하기 앞서 슬라브를 균질화 처리하기 위함이다.
슬라브 가열 온도가 1050℃ 미만이면 후속하는 열간압연시 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 반면 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어지며, Mn이 다량 함유된 경우에는 액상이 존재할 수 있다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 스케일에 의한 표면 결함 및 압연롤의 수명단축을 유발하는 문제점이 있다.
권취 및 냉각 단계
상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취한 후 냉각한다.
권취 온도가 750℃를 초과하게 되면 강판 표면의 스케일이 과다하게 형성되어 결함을 유발하며, 이는 산세성 및 도금성을 열화시키는 원인이 된다.
한편, 강 성분조성 중 Mn이 4.1% 이상으로 함유되는 경우에는 경화능이 증가하므로 권취 이후 상온까지 공냉하여도 페라이트의 변태 없이 대부분 마르텐사이트 조직으로 변태하나, 비교강 1~4의 권취온도에 따른 열연강판의 (a)항복강도 및 (b)인장강도의 변화를 나타낸 그래프인 도 1에서 확인할 수 있듯이, 권취 온도가 낮을수록 항복강도 및 인장강도가 증가하여, 최종 소둔재의 강도확보에 유리한 측면이 있으므로, 열간압연 이후에 수냉하여 권취 온도를 낮추는 것이 보다 바람직하다.
소둔 열처리 단계
상기 냉각된 열연강판을 590~690℃의 온도범위로 가열하여 40초 이상 유지한 후 냉각하여 소둔 열처리를 행한다.
이때, 상기 소둔 열처리된 열연강판을 도금하여 도금강판을 얻는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 도금 조건은 특별히 한정할 필요는 없으며, 통상적인 조건에 따라서 전기도금법, 용융도금법 등을 이용하여 도금할 수 있다. 예를 들어, 아연도금욕에 상기 소둔 열처리된 열연강판을 침적하여 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
또한, 상기 도금강판을 합금화 처리하여 합금화 도금강판을 얻는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강을 30Kg의 잉곳(ingot)으로 진공용해한 후, 이를 1200℃의 온도로 가열한 후 1시간 유지하였다. 이후, 900℃에서 마무리 열간압연을 실시하여 열연강판을 제조한 다음, 상기 열연강판을 하기 표 2의 권취온도까지 냉각한 이후에 해당 온도로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉함으로써 열연권취를 모사하였다. 이후, 각 시편을 상온까지 냉각한 후 하기 표 2에 나타낸 조건으로 소둔 열처리한 후 시편에 대해 미세조직 및 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
상기 표 3에서 항복강도, 인장강도, 연신율, 항복비는 만능인장시험기를 이용하여 측정하였다. 구멍확장성(HER)은 전시편 동일한 기준으로 측정하여 평가하였다.
Figure PCTKR2017011765-appb-T000001
Figure PCTKR2017011765-appb-T000002
Figure PCTKR2017011765-appb-T000003
상기 표 3에서 YS: 항복강도, TS: 인장강도, El: 연신율, YR: 항복비(YS/TS), HER: 구멍확장성을 의미한다.
본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 17은 인장강도가 900MPa 이상으로 초고강도일 뿐만 아니라, 항복비가 0.65 이상이면서 연신율이 우수하여 인장강도×연신율의 값을 23000MPa% 이상임을 확인할 수 있다. 또한 구멍확장성이 15% 이상을 만족하여, 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체할 수 있는 냉간 프레스 성형용 강판으로서 매우 유리한 것을 확인할 수 있다.
발명예 12의 미세조직을 분석한 결과 부피분율로 잔류 오스테나이트 22%, 소둔 마르텐사이트 72% 및 입실론 마르텐사이트 6%를 나타내었다.
발명예 12의 최종 소둔 열처리된 열연강판의 미세조직을 (a)주사전자현미경(SEM) 및 (b)전자후방산란회절(EBSD)로 촬영한 사진인 도 2에서 확인할 수 있듯이, 주상인 잔류 오스테나이트 및 소둔 마르텐사이트의 결정립 사이즈가 미세하고 해당 상의 평균 단축과 장축의 비가 0.5이하로 관찰되었으며, 본 발명강의 우수한 항복강도비, 연신율 및 구멍확장성은 상기 조직 구성 및 형상제어로 확보 할 수 있었다. 도 2의 (b)에서 짙은 회색은 소둔 마르텐사이트를, 연한 회색은 오스테나이트를 의미한다.
또한, 발명예 12의 최종 소둔 열처리된 열연강판의 미세조직을 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진인 도 3에서 확인할 수 있듯이, 강도 및 구멍확장성의 향상을 위하여 미세석출물을 활용하였으며, 30nm 이하의 크기를 갖는 석출물이 6×1014개/m2 포함되어 있었다.
반면, 본 발명의 성분조성을 만족하더라도 제조조건(소둔 열처리 공정)이 본 발명을 만족하지 못하는 경우에는 목표로 하는 기계적 물성의 확보가 곤란하였다.
그 중, 최종 소둔열처리를 행하지 않거나(비교예1), 소둔온도가 590℃ 미만이거나(비교예2, 3, 6, 7), 소둔시간이 40초 미만인 경우(비교예4)에는 이상역 오스테나이트의 분율이 감소하여 연신율의 확보가 곤란하였다.
또한 소둔온도가 690℃를 초과하여(비교예5) 이상역 오스테나이트이 분율이 급격히 증가하여 잔류 오스테나이트의 안정성이 감소하는 경우 항복강도 및 구멍확장성이 열위 하였다.
비교예4와 비교예5의 미세조직을 XRD로 분석한 결과 잔류 오스테나이트의 분율은 각각 8% 및 35%로 측정되었으며, 본 발명에서는 목표로 하는 인장물성 및 구멍확장성을 확보하기 위해서는 잔류 오스테나이트의 분율을 10~30%로 제어하여야 함을 확인할 수 있었다.
또한, 본 발명에서 제시한 제조조건을 만족하더라도 본 발명에서 제시한 합금조성을 만족하지 못하는 경우에도 본 발명이 목표로 하는 기계적 물성을 확보하기 어려운 것을 확인할 수 있다.
비교예 16-19 같이 미세석출 원소인 Ti, Nb, V 및 Mo의 첨가량이 부족하여 관계식 1을 만족하지 않는 경우, 상술한 바와 같이 미세 석출물이 강도에 기여하는 바가 작으므로 인장강도 및 항복비의 확보가 어려운 것을 확인할 수 있다.
또한, Mn 함량이 4.1% 미만인 경우(비교예 20,21)에는 인장강도의 확보가 곤란하며, Mn 함량이 9% 초과인 경우(비교예 22-27)에는 항복비가 열위 하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 2.0% 이하, Mn: 4.1~9.0%, P: 0.05% 이하(0%는 제외), S: 0.02% 이하(0%는 제외), Al: 0.5% 이하(0%는 제외), N: 0.02% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    Ti: 0.1% 이하(0%는 제외), Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), V: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.5% 이하(0%는 제외) 중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하고,
    미세조직은 부피분율로 잔류 오스테나이트를 10~30%, 소둔 마르텐사이트를 50% 이상, 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함한 기타 상을 20% 이하로 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판.
    관계식 1: C/12 + Ti/48 + Nb/93 + V/51 + Mo/96 ≥ 0.015
    (상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외), 안티몬(Sb): 0.01~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 30nm 이하의 크기를 갖는 석출물을 1013 개/m2 이상 포함하며,
    상기 석출물은 Ti, Nb, V 및 Mo 중 1 이상을 포함하는 탄화물, 질화물 또는 복합 탄질화물인 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트 및 상기 소둔 마르텐사이트는 단축과 장축의 비가 0.5 이하인 침상형 조직인 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 구멍확장성이 15% 이상이며, 항복비가 0.65 이상이고, 인장강도가 900MPa 이상이고, 인장강도와 연신율의 곱이 23000MPa% 이상인 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 표면에 도금층이 추가로 형성되어 있는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 표면에 합금화 도금층이 추가로 형성되어 있는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  8. 중량%로, C: 0.05~0.2%, Si: 2.0% 이하, Mn: 4.1~9.0%, P: 0.05% 이하(0%는 제외), S: 0.02% 이하(0%는 제외), Al: 0.5% 이하(0%는 제외), N: 0.02% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    Ti: 0.1% 이하(0%는 제외), Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), V: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.5% 이하(0%는 제외) 중에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1050~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취한 후 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연강판을 590~690℃의 온도범위로 가열하여 40초 이상 유지한 후 냉각하는 소둔 열처리 단계;를 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
    관계식 1: C/12 + Ti/48 + Nb/93 + V/51 + Mo/96 ≥≥ 0.015
    (상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
  9. 제8항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외), 안티몬(Sb): 0.01~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 소둔 열처리된 열연강판을 도금하여 도금강판을 얻는 단계를 추가로 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 도금강판을 합금화 처리하여 합금화 도금강판을 얻는 단계를 추가로 포함하는 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
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