WO2022119253A1 - 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bendability and a method for manufacturing the same, and more particularly, to an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet having excellent bending workability that can be used for automobiles and a method for manufacturing the same.
  • can't Bending workability means the minimum bending radius ratio (R/t) per unit thickness, where the minimum bending radius ratio (R) means the minimum radius at which cracks do not occur in the outer circumference of the steel sheet after the bending test.
  • the composition and fraction of the metamorphic phase present in the steel must be appropriately controlled.
  • a soft phase such as ferrite (F) and a hard phase such as bainite (B) or martensite (M)
  • bainite or tempered martensite should be generated instead of martensite, but since these transformed phases have a problem of significantly lowering elongation, it is more important to properly secure the composition ratio of the transformed phases.
  • Patent Document 1 As a prior art for improving the workability of the high-tensile steel sheet, there is Patent Document 1.
  • Patent Document 1 relates to a steel sheet composed of a composite structure mainly composed of tempered martensite, and is characterized in that fine precipitated Cu particles having a particle diameter of 1 to 100 nm are dispersed inside the structure to improve workability.
  • red heat brittleness may occur due to Cu by excessively adding the Cu content to 2 to 5% in order to precipitate good fine Cu particles, and there is also a problem in that the manufacturing cost is excessively increased.
  • a typical manufacturing method for increasing yield strength is to use water cooling during continuous annealing. That is, after cracking in the annealing process, immersion in water and tempering, it is possible to manufacture a steel sheet in which the microstructure is transformed from martensite to tempered martensite.
  • Patent Document 2 As a representative prior art of such a method, there is Patent Document 2.
  • Patent Document 2 after continuous annealing of carbon 0.18 to 0.3% steel, water cooling to room temperature, followed by overaging treatment at a temperature of 120 to 300 ° C. for 1 to 15 minutes, the martensite volume ratio is 80 to 97%
  • the balance is a technology for manufacturing a steel material of ferrite.
  • Patent Document 3 uses ferrite as a matrix structure, has a microstructure containing 2 to 10 area% of pearlite, and mainly strengthens precipitation through the addition of carbon nitride-forming elements such as Ti and the like. A steel sheet with improved strength by crystal grain refinement is presented. Patent Document 3 has the advantage that high strength can be easily obtained compared to the low manufacturing cost, but since the recrystallization temperature is rapidly increased due to fine precipitates, there is a disadvantage that high-temperature annealing must be performed to cause sufficient recrystallization to secure ductility. In addition, the existing precipitation-reinforced steel, which is strengthened by precipitating carbon nitride on a ferrite matrix, has a problem in that it is difficult to obtain high-strength steel of 600 MPa or more.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2005-264176
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2528387
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 2015-0073844
  • One aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability and a method for manufacturing the same.
  • One embodiment of the present invention is by weight%, C: 0.06 to 0.17%, Si: 0.1 to 0.8%, Mn: 1.9 to 2.9%, Nb: 0.005 to 0.07%, Ti: 0.004 to 0.05%, B: 0.0004 to 0.005%, Cr: 0.20% or less (excluding 0%), Mo: 0.04 to 0.45%, the remainder including Fe and other unavoidable impurities, and satisfies the following Relations 1 to 3, and the microstructure is area%, tempered Martensite: 80 to 98%, the remainder contains fresh martensite, bainite, ferrite and retained austenite, and the average length of the lath minor axis of the tempered martensite is 500 nm or less. .
  • Another embodiment of the present invention is by weight%, C: 0.06 to 0.17%, Si: 0.1 to 0.8%, Mn: 1.9 to 2.9%, Nb: 0.005 to 0.07%, Ti: 0.004 to 0.05%, B: 0.0004 to 0.005%, Cr: 0.20% or less (excluding 0%), Mo: 0.04 to 0.45%, the remainder including Fe and other unavoidable impurities, heating the slab that satisfies the following Relations 1 to 3; finishing rolling the heated slab so that the exit temperature of the finish rolling is Ar3+50°C to Ar3+150°C to obtain a hot-rolled steel sheet; winding the hot-rolled steel sheet after cooling to Ms+50°C to Ms+300°C; cold rolling the wound hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet; continuous annealing of the cold-rolled steel sheet in a temperature range of 820 to 860°C; cracking the continuously annealed cold-rolled steel sheet for 50 to 200 seconds; first cooling the crack-treated cold-rolled
  • A is the Ms secondary cooling end temperature (°C)
  • B is the overaging treatment temperature - 2nd Cooling end temperature (°C).
  • Example 1 is a microstructure photograph of Inventive Example 1 according to an embodiment of the present invention observed by SEM.
  • Example 2 is a microstructure photograph of Inventive Example 1 according to an embodiment of the present invention observed by TEM.
  • Carbon (C) is a very important element added for solid solution strengthening.
  • carbon is combined with the precipitating element to generate fine carbides, thereby contributing to the improvement of strength.
  • the content of C is less than 0.06%, it is very difficult to secure the desired strength.
  • the content of C exceeds 0.17%, as martensite is excessively formed during cooling due to an increase in hardenability, the strength is rapidly increased, and the bendability may be inferior.
  • the content of C is preferably in the range of 0.06 to 0.17%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.08%, even more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.165%, even more preferably 0.16%, and most preferably 0.145%.
  • Silicon (Si) is one of the five major elements in steel and is added naturally in small amounts during the manufacturing process.
  • the Si contributes to an increase in strength and suppresses the formation of carbides so that carbon is not generated as carbides during annealing cracking and cooling. In addition, this carbon is distributed and accumulated in the retained austenite, so that the austenite phase remains at room temperature, which is advantageous in securing elongation.
  • the Si content is less than 0.1%, it may be difficult to sufficiently secure the above-described effect.
  • the content of Si exceeds 0.80%, it may cause a surface scale defect, deteriorate the plating surface quality, and may lower chemical conversion treatment properties. Therefore, the content of Si is preferably in the range of 0.1 to 0.8%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.2%, and even more preferably 0.3%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.7%, and even more preferably 0.6%.
  • Manganese (Mn) is an element that completely precipitates sulfur in the steel as MnS to prevent hot brittleness due to the generation of FeS and to strengthen the steel in solid solution.
  • Mn content is less than 1.9%, there is a difficulty in securing the target strength in the present invention.
  • Mn exceeds 2.9%, problems such as weldability and hot-rollability are highly likely to occur, and at the same time, it is possible to increase hardenability to form martensite more excessively, resulting in a decrease in elongation. have.
  • the Mn content is preferably in the range of 1.9 to 2.9%.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 2.0%, and even more preferably 2.1%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 2.8%, and even more preferably 2.7%.
  • Niobium is an element that segregates at the austenite grain boundary, suppresses coarsening of austenite grains during annealing heat treatment, and forms fine carbides to increase strength.
  • the content of Nb is less than 0.005%, the above-described effect is insufficient.
  • the content of Nb exceeds 0.07%, coarse carbide is precipitated, strength and elongation can be reduced by reducing the amount of solid carbon in the steel, and manufacturing cost is increased.
  • the content of Nb is preferably in the range of 0.005 to 0.07%.
  • the lower limit of the Nb content is more preferably 0.01%, and even more preferably 0.015%.
  • the upper limit of the Nb content is more preferably 0.06%, and even more preferably 0.05%.
  • Titanium (Ti) contributes to securing yield strength and tensile strength as a fine carbide forming element.
  • Ti as a nitride forming element has the advantage of reducing the risk of cracking during continuous casting because it has the effect of precipitating N in steel as TiN to suppress AlN precipitation.
  • the Ti content is less than 0.004%, it may be difficult to obtain the above-described effect.
  • the content of Ti exceeds 0.05%, coarse carbide is precipitated, strength and elongation can be reduced by reducing the amount of solid carbon in the steel, and nozzle clogging can occur during playing.
  • the Ti content is preferably in the range of 0.004 to 0.05%.
  • the lower limit of the Ti content is more preferably 0.008%, and even more preferably 0.012%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.04%, and even more preferably 0.03%.
  • Boron (B) is an element that greatly contributes to securing the hardenability of steel, and is preferably added in an amount of 0.0004% or more in order to obtain this effect.
  • the content of B exceeds 0.005%, boron carbide is formed at the grain boundary to provide a place for nucleation of ferrite, so there is a risk of worsening hardenability. Therefore, the content of B is preferably in the range of 0.0004 to 0.005%.
  • the lower limit of the B content is more preferably 0.0006%, and even more preferably 0.0008%.
  • the upper limit of the B content is more preferably 0.004%, and even more preferably 0.003%.
  • Chromium (Cr) is an element that improves hardenability and increases the strength of steel.
  • the content of Cr exceeds 0.2%, a penetration corrosion problem may occur due to non-uniform generation of Cr oxide in a salt water atmosphere.
  • the Cr content preferably has a range of 0.20% or less.
  • the content of Cr is more preferably 0.15% or less, and even more preferably 0.10% or less.
  • the lower limit of Cr is not particularly limited.
  • Molybdenum is an element that forms carbides, and plays a role in improving the yield strength and tensile strength by maintaining a fine size of the precipitates when compounded with carbon nitride-forming elements such as Ti, Nb, and V.
  • the Mo has the advantage of improving the hardenability of the steel to finely form martensite at the grain boundary (grain boundary) to enable the yield ratio control.
  • the Mo is added in an amount of 0.04% or more.
  • it is an expensive element there is a disadvantage in that manufacturing becomes disadvantageous as its content increases, so it is preferable to appropriately control its content.
  • the content of Mo is preferably in the range of 0.04 to 0.45%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.06%, and even more preferably 0.08%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.40%, even more preferably 0.35%.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention satisfies the above-described alloy components and at the same time satisfies the following Relational Expressions 1 to 3. Through this, it is possible to manufacture an ultra-high-strength steel sheet with a tensile strength of 980 MPa or more having excellent bending workability, which is the target of the present invention.
  • Relation 1 is a component relation for securing strength and weldability.
  • the value of Relational Equation 1 is in the range of 0.40 to 0.70.
  • the lower limit of the value of the above relation 1 is more preferably 0.45, even more preferably 0.50.
  • the upper limit of the value of relation 1 it is more preferable that it is 0.68, and it is still more preferable that it is 0.65.
  • Relation 2 is a component relation related to the hardenability index for securing hardenability.
  • the value of Relation 2 is in the range of 100 to 200.
  • the lower limit of the value of the above relation 2 is more preferably 120, even more preferably 130.
  • the upper limit of the value of the said relational expression 2 it is more preferable that it is 200, and it is still more preferable that it is 190.
  • the above relation 3 is a component relation for more stably securing the target strength of the present invention.
  • the value of Relation 3 is less than 0.20, it is difficult to secure the strength targeted by the present invention due to lack of hardenability. has the disadvantage of increasing. Therefore, it is preferable that the value of Relation 3 has a range of 0.20 to 0.70.
  • the lower limit of the value of the said relational expression 3 it is more preferable that it is 0.25, and it is still more preferable that it is 0.30.
  • the upper limit of the value of relation 3 it is more preferable that it is 0.65, and it is still more preferable that it is 0.60.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the impurity includes at least one of P, S, Al, Sb, N, Mg, Sn, Sb, Zn, and Pb as a trap element, and the total may be 0.1 wt% or less.
  • the tramp element is an impurity element originating from scrap used as a raw material in the steelmaking process, and when the total exceeds 0.1%, it may cause surface cracks of the slab, and may deteriorate the surface quality of the steel sheet.
  • the microstructure of the cold-rolled steel sheet of the present invention preferably includes, in area%, tempered martensite: 80 to 98%, the remainder fresh martensite, bainite, ferrite and retained austenite.
  • the microstructure of the cold-rolled steel sheet of the present invention includes tempered martensite (hereinafter, also referred to as 'TM') as a main structure.
  • tempered martensite hereinafter, also referred to as 'TM'
  • the fraction of martensite is in the range of 80 to 98%.
  • the lower limit of the martensite fraction is more preferably 82%, and even more preferably 84%.
  • the upper limit of the martensite fraction is more preferably 97%, and even more preferably 96%.
  • Fresh martensite (hereinafter also referred to as 'FM'), bainite (hereinafter also referred to as 'B'), ferrite (hereinafter also referred to as 'F') and retained austenite (hereinafter also referred to as 'RA'), which are the remaining structures ) is a microstructure that is unavoidably formed during the manufacturing process.
  • the residual tissue also plays a positive function in the present invention.
  • the fresh martensite is an advantageous tissue for securing strength. Therefore, the higher the fraction of fresh martensite is, the more advantageous it is to secure strength, but when it exceeds 11%, elongation and bendability may be inferior. Therefore, it is preferable that the fraction of the fresh martensite is 11% or less.
  • the fraction of the fresh martensite is more preferably 10% or less, even more preferably 9% or less, and most preferably 8% or less.
  • the bainite may play an important role in improving the bending properties by contributing to the reduction of the hardness difference between phases.
  • the ferrite is an advantageous structure for securing elongation.
  • the martensite fraction is relatively decreased, so that it may be difficult to secure a target strength.
  • the retained austenite is an advantageous structure for securing elongation.
  • the fractions of the bainite, ferrite, and retained austenite are respectively 3% or less.
  • the average length of the Lath minor axis of the tempered martensite is 500 nm or less.
  • the narrower the lath spacing of the tempered martensite is advantageous in terms of securing strength and bendability.
  • the average length of the lath minor axis of the tempered martensite exceeds 500 nm, it is difficult to obtain the above effect.
  • the average length of the Rath short axis is more preferably 400 nm or less, and even more preferably 300 nm or less.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention provided as described above has yield strength (YS): 780 to 920 MPa, tensile strength (TS): 980 to 1200 MPa, elongation (EL): 8% or more, yield ratio (YS/TS): 0.75 Above, hole expansion ratio (HER): 40% or more, bending workability (YS ⁇ EL ⁇ HER): 300GPa%% or more, and there is an advantage that cracks do not occur during 180° full compression bending test.
  • the yield strength is more preferably 790 to 910 MPa, more preferably 800 to 900 MPa.
  • the tensile strength is more preferably 990 to 1180 MPa, and even more preferably 1000 to 1160 MPa.
  • the elongation is more preferably 9% or more, and even more preferably 10% or more. It is more preferable that the yield ratio is 0.76 or more, and it is still more preferable that it is 0.77 or more.
  • the hole expansion ratio is more preferably 45% or more, and even more preferably 50% or more.
  • the bending workability is more preferably 350 GPa%% or more, and even more preferably 400 GPa%% or more.
  • the heating temperature of the slab is not particularly limited, but, for example, the heating of the slab may be performed at 1100 to 1300°C. If the slab heating temperature is less than 1100 °C, the slab temperature is low, and a rolling load may occur during rough rolling, and if it exceeds 1300 °C, the structure may be coarsened, and there may be disadvantages such as an increase in power cost.
  • the lower limit of the heating temperature of the slab is more preferably 1125 °C, even more preferably 1150 °C.
  • the upper limit of the heating temperature of the slab is more preferably 1275 °C, even more preferably 1250 °C.
  • the slab may have a thickness of 230 ⁇ 270mm.
  • the heated slab is finish-rolled so that the exit temperature of the finish-rolling is Ar3+50°C to Ar3+150°C to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the finish rolling exit temperature is less than Ar3+50°C, there is a high possibility that the hot deformation resistance is rapidly increased.
  • the finish rolling exit temperature exceeds Ar3+150° C., there is a high possibility that not only thick oxide scale is generated, but also the microstructure of the steel sheet is coarsened.
  • the finish rolling exit temperature is preferably in the range of Ar3+50°C to Ar3+150°C.
  • the lower limit of the finish rolling exit temperature is more preferably Ar3+60°C, and still more preferably Ar3+70°C.
  • the upper limit of the finish rolling exit temperature is more preferably Ar3+140°C, and even more preferably Ar3+130°C.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to Ms+50°C to Ms+300°C and then wound up.
  • the coiling temperature is less than Ms+50° C., excessive martensite or bainite is generated, which causes an excessive increase in strength of the hot-rolled steel sheet, thereby causing problems such as shape defects due to load during cold rolling.
  • the coiling temperature preferably has a range of Ms + 50 °C ⁇ Ms + 300 °C.
  • the lower limit of the coiling temperature is more preferably Ms+60°C, and even more preferably Ms+70°C.
  • the upper limit of the coiling temperature is more preferably Ms+290°C, and even more preferably Ms+270°C. Meanwhile, after the winding, the wound hot-rolled steel sheet may be cooled to room temperature at a cooling rate of 0.1° C./s or less.
  • the wound and cooled hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling may be performed at a reduction ratio of 40 to 70%. If the cold reduction ratio is less than 40%, the recrystallization driving force is weakened, and there is a high possibility that a problem may occur in obtaining good recrystallized grains, and there is a disadvantage that shape correction is very difficult. If it exceeds 70%, cracks are highly likely to occur at the edge of the steel sheet, and the rolling load may increase rapidly. Therefore, the cold rolling is preferably performed at a reduction ratio of 40 to 70%. Meanwhile, before the cold rolling, pickling may be performed to remove scale or impurities adhering to the surface.
  • the cold-rolled steel sheet is continuously annealed in a temperature range of 820 to 860°C.
  • the continuous annealing temperature is less than 820° C., it is difficult to form sufficient austenite, and it is difficult to secure the target strength in the present invention.
  • the austenite grain size may be coarsened and the bending workability may be inferior in the final product. Therefore, the continuous annealing temperature is preferably in the range of 820 ⁇ 860 °C.
  • the lower limit of the continuous annealing temperature is more preferably 825°C, and even more preferably 830°C.
  • the upper limit of the continuous annealing temperature is more preferably 855°C, and even more preferably 850°C.
  • the continuously annealed cold-rolled steel sheet is subjected to crack treatment for 50 to 200 seconds.
  • This is to secure a sufficient austenite fraction at the annealing temperature suggested by the present invention along with recrystallization and grain growth of the cold-rolled structure.
  • the crack treatment time is less than 50 seconds, the reverse transformation to austenite does not sufficiently occur, and the ferrite fraction in the final structure increases, so it may be difficult to secure the target strength.
  • the crack treatment time exceeds 200 seconds, the austenite grain size may be coarsened and the bending workability may be inferior in the final product.
  • the lower limit of the soaking time is more preferably 55 seconds, and still more preferably 60 seconds.
  • the upper limit of the cracking time is more preferably 190 seconds, and still more preferably 180 seconds.
  • the crack-treated cold-rolled steel sheet is first cooled to 620 to 700° C. at a cooling rate of 1 to 10° C./s.
  • the primary cooling step is to secure the equilibrium carbon concentration of ferrite and austenite to increase the ductility and strength of the steel sheet. If the primary cooling end temperature is less than 630 °C or exceeds 700 °C, it is difficult to secure the ductility and strength targeted in the present invention.
  • the cooling rate is less than 1 °C / s, the ferrite transformation is accelerated, so it is difficult to secure the target microstructure fraction, and when it exceeds 10 °C / s, it is difficult to secure the elongation due to excessive martensitic transformation. have.
  • the primary cooled cold-rolled steel sheet is secondarily cooled to 360-420°C at a cooling rate of 5-50°C/sec.
  • the secondary cooling is one of the important control factors in the present invention, and the secondary cooling termination temperature is a very important condition to simultaneously secure strength, ductility and bendability.
  • the secondary cooling termination temperature is less than 360 ° C, it is difficult to secure ductility due to an excessive increase in the martensite fraction, and when it exceeds 420 ° C, it is difficult to secure sufficient martensite, so it is difficult to secure the target strength. Therefore, it is preferable that the secondary cooling end temperature, which is one of the important control factors for securing the target physical properties in the present invention, has a range of 360 to 420 °C.
  • the lower limit of the secondary cooling end temperature is more preferably 365°C, and even more preferably 370°C.
  • the upper limit of the secondary cooling end temperature is more preferably 405°C, even more preferably 400°C.
  • the secondary cooling rate is less than 5 °C / s, the ferrite transformation occurs preferentially before martensite and bainite transformation due to the slow cooling rate, and there is a disadvantage in that it is not possible to obtain an appropriate amount of microstructure fraction desired by the present invention, , when it exceeds 50°C/s, plate-threading properties may be deteriorated due to a shape defect problem due to an excessive cooling rate, and plate breakage may occur.
  • the lower limit of the secondary cooling rate is more preferably 7.5°C/s, and even more preferably 10°C/s.
  • the upper limit of the secondary cooling rate is more preferably 47.5°C/s, and even more preferably 45°C/s.
  • the difference between the Ms temperature and the secondary cooling end temperature is 0 to 50°C.
  • Ms means the temperature at which martensitic transformation starts, and the value can be obtained through Equation 1 below.
  • A is the Ms-secondary cooling end temperature (°C).
  • the secondary cooled cold-rolled steel sheet is over-aged at 370 to 420° C. or reheated and then over-aged.
  • the overaging treatment is preferably performed at a temperature equal to or higher than the temperature at the end of the secondary cooling.
  • the overaging treatment is a process for accelerating the transformation of fresh martensite generated at the end of secondary cooling to tempered martensite, and through this, high yield strength and bendability can be stably secured. Therefore, the overaging treatment temperature is a very important factor in order to secure the high bendability to be obtained in the present invention, and in the present invention, the overaging treatment temperature is precisely controlled in the range of 370 to 420 °C.
  • the overaging treatment temperature is preferably in the range of 370 to 420 °C.
  • the lower limit of the overaging treatment temperature is more preferably 375°C, even more preferably 380°C.
  • the upper limit of the overaging treatment temperature is more preferably 415°C, even more preferably 410°C.
  • the overaging treatment temperature and the secondary cooling termination temperature it is important to precisely control the overaging treatment temperature and the secondary cooling termination temperature in order to secure the tempered martensite fraction, which is an important microstructure in the present invention, at a target level. More specifically, it is preferable to satisfy the following relational expression (5).
  • the difference between the overaging treatment temperature and the secondary cooling end temperature that is, the value of B is less than 0
  • the value of B exceeds 40°C
  • excessive tempered martensite transformation occurs. Therefore, it may be difficult to secure the target tensile strength. Therefore, it is preferable that the difference between the overaging treatment temperature and the secondary cooling end temperature, that is, the value of B, is 0 to 40°C.
  • the lower limit of the said B value it is more preferable that it is 2.5 degreeC, and it is still more preferable that it is 5 degreeC. It is more preferable that it is 35 degreeC, and, as for the upper limit of the said B value, it is still more preferable that it is 30 degreeC.
  • B is the over-aging treatment temperature - 2nd cooling end temperature (°C).
  • Relation 6 is for securing the yield strength targeted by the present invention.
  • the value of Relation 6 has a range of 0-100.
  • the lower limit of the value of the said relational expression 6 it is more preferable that it is 2, and it is still more preferable that it is 4.
  • the upper limit of the value of the said relational expression 6 it is more preferable that it is 90, and it is still more preferable that it is 80.
  • the above relation 7 is for securing the tensile strength targeted by the present invention.
  • the value of Relation 7 has a range of 0 to 200.
  • the lower limit of the value of the said relational expression 7 it is more preferable that it is 2, and it is still more preferable that it is 4.
  • the upper limit of the value of the above relation 7 is more preferably 190, and still more preferably 180.
  • the above relation 8 is for simultaneously securing the yield strength and tensile strength targeted by the present invention.
  • the value of Relation 8 is less than 0.25 or exceeds 3.5, it is difficult to secure a target tissue fraction, so that it is difficult to simultaneously secure desired yield strength and tensile strength. Therefore, it is preferable that the value of Relation 8 has a range of 0.25 to 3.5.
  • the lower limit of the value of the above relation 8 is more preferably 0.50, even more preferably 0.75.
  • the upper limit of the value of the relation 87 is more preferably 3.25, and even more preferably 3.0.
  • the step of temper rolling the over-aged cold-rolled steel sheet at an elongation of 0.1 to 2.0% may be further included.
  • temper rolling there is little increase in tensile strength, and an increase in yield strength of at least 50 MPa or more occurs. If the elongation is less than 0.1%, it may be difficult to control the shape, and if it exceeds 2.0%, the operability may be greatly unstable due to the high stretching operation.
  • the fraction of microstructure was measured using an Electron BackScatter Diffraction (EBSD) equipment.
  • EBSD Electron BackScatter Diffraction
  • the average length of the short axis of tempered martensite lath was randomly photographed at 5 locations with a magnification of 40,000 with a transmission electron microscope (TEM), measured using Image-Plus Pro software, and then calculated as the average value.
  • TEM transmission electron microscope
  • the measured microstructure was composed of a mixed structure of tempered martensite, residual fresh martensite, bainite, ferrite, and retained austenite.
  • TS Tensile strength
  • YS yield strength
  • EL elongation
  • the hole expansion ratio (HER) was measured according to the ISO 16330 standard, and the hole was sheared with a clearance of 12% using a 10mm diameter punch.
  • the steel sheet to be measured is first bent at 90°, then another steel sheet having twice the thickness of the steel sheet is inserted between them, and then the steel sheet to be measured is again bent at 180° and completely compressed and then cracked. The occurrence was determined visually. The case where cracks did not occur was denoted by ⁇ , and the case where cracks occurred was denoted by ⁇ .
  • FIG. 1 is a microstructure photograph of Inventive Example 1 observed by SEM
  • FIG. 2 is a microstructure photograph of Inventive Example 1 observed by TEM.
  • tempered martensite which is the main tissue of the present invention, is uniformly distributed.

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Abstract

본 발명은 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용으로 사용될 수 있는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명은 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용으로 사용될 수 있는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 승객 및 보행자의 안전규제 강화로 인해 안전장치 구축이 의무화됨에 따라 자동차의 연비향상을 위한 경량화와 반대되는 상황으로 차체의 무게가 증가되는 문제가 있다. 소비자들은 친환경적이며 연비의 효율이 높은 하이브리드(Hybrid)나 전기자동차에 대한 관심이 증대되고 있는데, 이러한 친환경적이며 안전한 차를 생산하기 위해서는 차체 구조의 경량화 및 차체 소재의 안정성 확보가 이루어져야 한다. 그러나, 하이브리드 자동차는 기존의 가솔린 엔진과 뿐만 아니라 전기 엔진, 전기 배터리, 그리고 2차 연료보관탱크 등의 여러 장치가 추가되고 있다. 또한, 운전자의 편의시설 등이 지속적으로 추가되면서 차체의 중량은 증가되고 있다. 이에 따라, 차체의 경량화를 실현하기 위해서는 얇으면서도 강도, 연성 및 굽힘특성 등이 우수한 소재 개발이 필수적이다. 따라서, 이러한 문제를 해결하기 위해서는 인장강도 980MPa 이상의 고강도 및 고연성 등을 확보할 수 있는 기가급 강판의 개발이 필요하다.
한편, 구조용 또는 보강재는 충돌시에 충돌 에너지를 흡수함으로써 승객을 보호하는 역할을 하고 있는데, 점 용접부의 강도가 충분하지 않으면 충돌시 파단되어 충분한 충돌 흡수에너지를 얻을 수 없다. 또한, 이러한 초고강도 강재가 주로 적용되는 부품들은 사이드 실(side sill)과 같이 벤딩(Bending)에 의한 가공이 요구되는 것이 대부분이므로, 아무리 연신율이 우수하더라도 굽힘가공성(bendability)이 열위하면 부품으로 사용할 수 없다. 굽힘가공성은 단위두께에 대한 최소 굽힘반경비(R/t)를 의미하며, 여기서 최소 굽힘반경비(R)는 벤딩 시험후 강판의 외권부에 크랙이 발생하지 않는 최소 반경을 의미한다. 굽힘가공성에 대한 요구는 자동차사마다 다소 차이가 있으나 가장 엄격한 수준을 요구하는 일본의 한 자동차사를 기준으로 보면 인장강도 980MPa급의 냉연강판 기준으로 R/t≤1의 조건을 만족하도록 요구하고 있다. 그러나, 일부 고객사에서는 R/t 뿐만 아니라, 가공크랙 리스크 저감 및 우수한 굽힘가공성을 위하여 180° 완전 압착 굽힘물성을 요구하나, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도강판에서는 상기 물성 확보가 상당히 어려운 실정이다. 따라서, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 강판에서 항복강도가 높으며, 굽힘가공성이 우수한 강판의 개발이 절실하다.
굽힘가공성을 개선시키기 위해서는 강재 내에 존재하는 변태상의 구성 및 분율을 적절히 제어하여야 한다. 일반적으로, 페라이트(F)와 같은 연질상과 베이나이트(B) 또는 마르텐사이트(M)와 같은 경질상의 강도비가 낮을수록 굽힘가공성이 우수하다고 알려져 있다. 이를 위해서는 마르텐사이트 대신에 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)를 생성시켜야 하지만 이러한 변태상들은 연신율을 현저히 저하시키는 문제점을 가지고 있으므로 변태상들의 구성비를 적절히 확보하는 것이 무엇보다 중요하다.
상기 고장력 강판의 가공성을 향상시킨 종래기술로는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 템퍼드 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 이루어진 강판에 관한 것으로서, 가공성을 향상시키기 위해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 Cu 입자를 분산시키는 것을 특징으로 하고 있다. 그러나, 특허문헌 1은 양호한 미세 Cu 입자를 석출시키기 위하여 Cu 함량을 2~5%로 과다하게 첨가함으로써 Cu에 기인한 적열 취성이 발생할 수 있으며, 또한 제조비용이 과다하게 상승하는 문제점이 있다.
항복강도를 높이기 위한 대표적인 제조방법으로는 연속소둔 시 수냉각을 이용하는 것이다. 즉, 소둔공정에서 균열시킨 후, 물에 침적하고, 템퍼링을 시킴으로써 미세조직을 마르텐사이트에서 템퍼드 마르텐사이트로 변태시킨 강판을 제조할 수 있다. 이러한 방법의 대표적인 종래기술로는 특허문헌 2가 있다. 특허문헌 2는 탄소 0.18~0.3%의 강재를 연속소둔 후 상온까지 수냉하고, 이어, 120~300℃의 온도로 1~15분간의 과시효 처리를 실시하여, 마르텐사이트 체적율이 80~97%이고, 잔부가 페라이트인 강재를 제조하는 것에 관한 기술이다. 이와 같이 수냉후 템퍼링 방식에 의해 초고강도강을 제조할 경우 항복비는 매우 높으나 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상품질이 열화하는 문제가 발생한다. 따라서, 이러한 문제를 해결함과 동시에 적절한 미세조직을 확보하기 위해서는 연속소둔시 온도 및 냉각조건에 대한 정밀한 제어가 필요하다.
한편, 특허문헌 3은 페라이트(ferrite)를 기지조직으로 하여, 퍼얼라이트(pearlite) 2~10면적%를 포함하는 미세조직을 가지며, 주로 Ti 등과 같은 탄·질화물 형성원소의 첨가를 통한 석출 강화 및 결정립 미세화에 의해 강도를 향상시킨 강판을 제시하고 있다. 특허문헌 3은 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 기존의 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.
따라서, 상술한 문제점을 해결하여, 180° 완전 압착 굽힘시험에서도 크랙이 발생하지 않으면서도 냉간 성형이 가능한 고항복비를 갖는 인장강도 980MPa 이상의 초고강도를 갖는 강재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 특개2005-264176호
(특허문헌 2) 일본 등록특허공보 제2528387호
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제2015-0073844호
본 발명의 일측면은 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.06~0.17%, Si: 0.1~0.8%, Mn: 1.9~2.9%, Nb: 0.005~0.07%, Ti: 0.004~0.05%, B: 0.0004~0.005%, Cr: 0.20%이하(0%는 제외), Mo: 0.04~0.45%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하며, 미세조직은 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트: 80~98%, 잔부 프레쉬 마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 래스 단축의 평균 길이는 500nm이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공한다.
[관계식 1] 0.40 ≤ C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15 ≤ 0.70
[관계식 2] 110 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 210
[관계식 3] 0.20 ≤ Mo+200B ≤ 0.70
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.06~0.17%, Si: 0.1~0.8%, Mn: 1.9~2.9%, Nb: 0.005~0.07%, Ti: 0.004~0.05%, B: 0.0004~0.005%, Cr: 0.20%이하(0%는 제외), Mo: 0.04~0.45%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+50℃~Ar3+150℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 Ms+50℃~Ms+300℃까지 냉각한 후 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 820~860℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔된 냉연강판을 50~200초 동안 균열처리하는 단계; 상기 균열처리된 냉연강판을 620~700℃까지 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 360~420℃까지 5~50℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 냉연강판을 370~420℃에서 과시효처리 또는 재가열 후 과시효처리하는 단계;를 포함하고, 상기 2차 냉각 및 과시효처리시, 하기 관계식 4 내지 8을 만족하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 0.40 ≤ C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15 ≤ 0.70
[관계식 2] 110 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 210
[관계식 3] 0.20 ≤ Mo+200B ≤ 0.70
[관계식 4] 0 ≤ A ≤ 50
[관계식 5] 0 ≤ B ≤ 40
[관계식 6] 0 ≤ 2.8A+0.5B ≤ 100
[관계식 7] 0 ≤ 3.1A+2.3B ≤ 200
[관계식 8] 0.25 ≤ (3.1A+2.3B)/(2.8A+0.5B) ≤ 3.5
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%를 의미하고, 상기 관계식 4 내지 8에서 A는 Ms-2차 냉각종료온도(℃)이고, B는 과시효처리 온도-2차 냉각종료온도(℃)임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1을 SEM으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1을 TEM으로 관찰한 미세조직 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.06~0.17%
탄소(C)는 고용강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 또한, 탄소는 석출원소와 결합하여 미세 탄화물을 생성함으로써 강도 향상에 기여한다. 상기 C의 함량이 0.06% 미만인 경우에는 원하는 강도를 확보하기 매우 어렵다. 반면, 상기 C의 함량이 0.17%를 초과하면 경화능의 증가로 인해 냉각중 마르텐사이트가 과도하게 형성됨에 따라 강도가 급격히 증가하여 굽힘가공성이 열위할 수 있다. 또한, 용접성이 열위하여 고객사에서 부품가공시 용접결함이 발생할 가능성이 높아진다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.06~0.17%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.10%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.165%인 것이 보다 바람직하고, 0.16%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.145%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.1~0.8%
규소(Si)은 강의 5대 원소로서 소량이 제조공정 중에 자연스럽게 첨가된다. 상기 Si는 강도 증가에 기여하고, 탄화물 생성을 억제하여 소둔 균열처리 및 냉각중에 탄소가 탄화물로 생성되지 않도록 한다. 또한, 이 탄소가 분배되어 잔류 오스테나이트에 집적함으로써 상온에서 오스테나이트상이 잔류하도록 하여 연신율 확보에 유리하도록 한다. 상기 Si의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 상기 Si의 함량이 0.80%를 초과하는 경우에는 표면 스케일결함을 유발하여 도금 표면품질이 저하되며, 화성 처리성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~0.8%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.7%인 것이 보다 바람직하고, 0.6%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 1.9~2.9%
망간(Mn)은 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 고용강화시키는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 1.9% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있다. 반면, 상기 Mn의 함량이 2.9%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높고, 동시에 경화능을 증가시켜 마르텐사이트를 보다 과도하게 형성시킬 수 있어 연신율의 감소를 가져올 수 있다. 또한, 미세조직 내 Mn-Band(Mn 산화물의 띠)가 형성되어 가공크랙 및 판파단 발생 위험이 높아지는 문제가 있으며, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.9~2.9%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 2.0%인 것이 보다 바람직하고, 2.1%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 2.8%인 것이 보다 바람직하고, 2.7%인 것이 보다 더 바람직하다.
Nb: 0.005~0.07%
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. 상기 Nb의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면,상기 Nb의 함량이 0.07%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 고용 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.005~0.07%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다.
Ti: 0.004~0.05%
티타늄(Ti)은 미세 탄화물 형성원소로써 항복강도 및 인장강도의 확보에 기여한다. 또한, Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N를 TiN으로 석출시켜 AlN 석출을 억제하는 효과가 있어 연속주조시 크랙이 발생할 위험을 저감시키는 장점이 있다. 상기 Ti의 함량이 0.004% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 곤란할 수 있다. 반면, 상기 Ti의 함량이 0.05%를 초과하면 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 고용 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 연주시 노즐 막힘을 야기할 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.004~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.012%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하다.
B: 0.0004~0.005%
보론(B)은 강재의 경화능을 확보하는데 크게 기여하는 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0004% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하면 입계에 보론 탄화물을 형성시켜 페라이트의 핵생성 장소를 제공하므로 오히려 경화능을 악화시킬 우려가 있다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0004~0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0006%인 것이 보다 바람직하고, 0.0008%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.004%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다.
Cr: 0.20%이하(0%는 제외)
크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 다만, 상기 Cr의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 염수분위기에서 Cr산화물의 불균일 생성에 따른 관통부식 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Cr 함량은 0.20%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr의 함량은 0.15%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.10%이하인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 미량으로도 경화능 및 강도 향상 효과를 얻을 수 있으므로, 상기 Cr의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
Mo: 0.04~0.45%
몰리브덴(Mo)은 탄화물을 형성하는 원소로서, Ti, Nb, V 등의 탄·질화물 형성원소와 복합첨가 시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복강도 및 인장강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 상기 Mo는 강의 경화능을 향상시켜 마르텐사이트를 결정입계(Grain boundary)에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능하게 하는 장점이 있다. 상술한 효과를 위해서는, 상기 Mo가 0.04% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 고가의 원소이므로 그 함량이 높아질수록 제조상 불리해지는 단점이 있으므로, 그 함량을 적절히 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mo의 함량이 0.45%를 초과하게 되면 제조원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어질 뿐만 아니라, 지나친 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과로 인해 오히려 강의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.04~0.45%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo함량의 하한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.08%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.40%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 냉연강판은 전술한 합금성분을 만족함과 동시에, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 것이 바람직하다. 이를 통해, 본 발명이 목표로 하는 굽힘가공성이 매우 우수한 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 강판을 제조할 수 있다.
[관계식 1] 0.40 ≤ C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15 ≤ 0.70
상기 관계식 1은 강도 및 용접성을 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 1의 값이 0.40 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 소재 및 용접부 강도를 확보하기 곤란하고, 0.70을 초과할 경우에는 용접성이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 1의 값은 0.40~0.70의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 하한은 0.45인 것이 보다 바람직하고, 0.50인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 상한은 0.68인 것이 보다 바람직하고, 0.65인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 2] 110 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 210
상기 관계식 2는 경화능을 확보하기 위한 경화능 지수와 관련된 성분관계식이다. 상기 관계식 2의 값이 110 미만인 경우에는 경화능 부족에 따라 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 210을 초과할 경우에는 경화능이 과도하게 높아져 굽힘가공성이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 2의 값은 100~200의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 하한은 120인 것이 보다 바람직하고, 130인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 상한은 200인 것이 보다 바람직하고, 190인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 3] 0.20 ≤ Mo+200B ≤ 0.70
상기 관계식 3은 본 발명이 목표로 하는 강도를 보다 안정적으로 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 3의 값이 0.20 미만인 경우에는 경화능 부족에 따라 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 0.70을 초과할 경우에는 경화능이 과도하게 높아져 굽힘가공성이 열위해질 수 있을 뿐만 아니라, 제조원가가 상승하는 단점이 있다. 따라서, 상기 관계식 3의 값은 0.20~0.70의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 하한은 0.25인 것이 보다 바람직하고, 0.30인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 상한은 0.65인 것이 보다 바람직하고, 0.60인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 상기 불순물은 트램프 원소로서 P, S, Al, Sb, N, Mg, Sn, Sb, Zn 및 Pb 중 1종 이상을 포함하고, 그 합계가 0.1중량% 이하일 수 있다. 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩 등에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.1%를 초과하는 경우에는 슬라브의 표면 크랙을 야기할 수 있고, 강판의 표면 품질을 저하시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 미세조직 등에 대하여 설명한다.
본 발명 냉연강판의 미세조직은 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트: 80~98%, 잔부 프레쉬 마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명 냉연강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트(이하, 'TM'이라고도 함)를 주조직으로 포함한다. 다만, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 80% 미만인 경우에는 목표로 하는 강도 확보가 어렵고, 98%를 초과하는 경우에는 굽힘가공성 및 연신율이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 마르텐사이트의 분율은 80~98%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트 분율의 하한은 82%인 것이 보다 바람직하고, 84%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 마르텐사이트 분율의 상한은 97%인 것이 보다 바람직하고, 96%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 잔부 조직인 프레쉬 마르텐사이트(이하, 'FM'이라고도 함), 베이나이트(이하, 'B'라고도 함), 페라이트(이하, 'F'라고도 함) 및 잔류 오스테나이트(이하, 'RA'라고도 함)는 제조공정상 불가피하게 형성되는 미세조직이다. 다만, 상기 잔부 조직 또한 본 발명에서 긍정적인 기능을 하기도 한다. 상기 프레쉬 마르텐사이트는 강도 확보에 유리한 조직이다. 따라서, 상기 프레쉬 마르텐사이트의 분율이 높을수록 강도 확보에 유리하나, 11%를 초과하는 경우에는 연신율 및 굽힘가성성이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 프레쉬 마르텐사이트의 분율은 11% 이하인 것이 바람직하다. 상기 프레쉬 마르텐사이트의 분율은 10% 이하인 것이 보다 바람직하고, 9%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 8%이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 베이나이트는 상(Phase)간 경도차 감소에 기여하여 굽힘특성을 향상시키는 중요한 역할을 할 수 있다. 다만, 그 분율이 3%를 초과하는 경우에는 상대적으로 마르텐사이트 분율이 감소하여 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있다. 상기 페라이트는 연신율 확보에 유리한 조직이다. 다만, 그 분율이 3%를 초과하는 경우에는 상대적으로 마르텐사이트 분율이 감소하여 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트는 연신율 확보에 유리한 조직이다. 다만, 그 분율이 3%를 초과하는 경우에는 상대적으로 마르텐사이트 분율이 감소하여 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트는 그 분율이 각각 3%이하인 것이 바람직하다.
한편, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 래스 단축의 평균 길이는 500nm 이하인 것이 바람직하다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 래스 간격이 좁을수록 강도 및 굽힘가공성 확보 측면에 있어 유리하다. 다만, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 래스 단축의 평균 길이가 500nm를 초과하는 경우에는 상기 효과를 얻기 곤란하다. 상기 래스 단축의 평균 길이는 400nm 이하인 것이 보다 바람직하고, 300nm이하인 것이 보다 더 바람직하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 냉연강판은 항복강도(YS): 780~920MPa, 인장강도(TS): 980~1200MPa, 연신율(EL): 8%이상, 항복비(YS/TS): 0.75이상, 구멍확장율(HER): 40%이상, 굽힙가공성(YS×EL×HER): 300GPa%%이상일 수 있으며, 180° 완전 압착 굽힘시험시 크랙이 발생하지 않는 장점이 있다. 상기 항복강도는 790~910MPa인 것이 보다 바람직하고, 800~900MPa인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 인장강도는 990~1180MPa인 것이 보다 바람직하고, 1000~1160MPa인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 연신율은 9%이상인 것이 보다 바람직하고, 10%이상인 것이 보다 더 바람직하다. 항복비는 0.76이상인 것이 보다 바람직하고, 0.77이상인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 구멍확장율은 45%이상인 것이 보다 바람직하고, 50%이상인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 굽힙가공성은 350GPa%%이상인 것이 보다 바람직하고, 400GPa%%이상인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 180° 완전 압착 굽힘시험은 측정대상인 강판을 우선 90°로 굽힌 후, 그 사이에 상기 강판의 2배의 두께를 갖는 다른 강판을 끼운 뒤, 측정대상인 강판을 다시 180°로 굽혀 완전 압착하는 방법으로 행하여질 수 있다.
이하, 이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 가열한다. 본 발명에서는 상기 슬라브 가열 온도에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 상기 슬라브의 가열은 1100~1300℃에서 행하여질 수 있다. 상기 슬라브 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 슬라브 온도가 낮아 조압연시 압연부하가 발생할 수 있고, 1300℃를 초과하는 경우에는 조직이 조대화될 수 있고, 전력비 상승와 같은 단점이 있을 수 있다. 상기 슬라브 가열온도의 하한은 1125℃인 것이 보다 바람직하고, 1150℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 슬라브 가열온도의 상한은 1275℃인 것이 보다 바람직하고, 1250℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 슬라브는 230~270mm의 두께를 가질 수 있다.
이후, 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+50℃~Ar3+150℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연 출측온도가 Ar3+50℃ 미만인 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높다. 상기 마무리 압연 출측온도가 Ar3+150℃를 초과하는 경우에는 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다. 따라서, 상기 마무리 압연 출측온도는 Ar3+50℃~Ar3+150℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 출측온도의 하한은 Ar3+60℃가 보다 바람직하고, Ar3+70℃가 보다 더 바람직하다. 상기 마무리 압연 출측온도의 상한은 Ar3+140℃가 보다 바람직하고, Ar3+130℃가 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 Ms+50℃~Ms+300℃까지 냉각한 후 권취한다. 상기 권취온도가 Ms+50℃ 미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 문제가 발생할 수 있다. 반면, Ms+300℃를 초과하게 되면 표면 스케일의 증가로 산세성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 Ms+50℃~Ms+300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 Ms+60℃인 것이 보다 바람직하고, Ms+70℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 Ms+290℃인 것이 보다 바람직하고, Ms+270℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 권취 후에는 상기 권취된 열연강판을 0.1℃/s이하의 냉각속도로 상온까지 냉각할 수 있다.
이후, 상기 권취 및 냉각된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하여질 수 있다. 상기 냉간압하율이 40%미만인 경우에는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며, 형상교정이 매우 어렵다는 단점이 있다. 70%를 초과하는 경우에는 강판 에지(edge)부에 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격하게 증가할 수 있다. 따라서, 상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하여지는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉간압연 전에는 표면에 부착된 스케일이나 불순물 등을 제거하기 위하여 산세를 행할 수도 있다.
이후, 상기 냉연강판을 820~860℃의 온도 범위에서 연속소둔한다. 상기 연속소둔 온도가 820℃미만일 경우에는 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 860℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 사이즈가 조대화되어 최종제품에서 굽힘가공성이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 연속소둔 온도는 820~860℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔 온도의 하한은 825℃인 것이 보다 바람직하고, 830℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 연속소둔 온도의 상한은 855℃인 것이 보다 바람직하고, 850℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 연속소둔된 냉연강판을 50~200초 동안 균열처리한다. 이는 냉간압연 조직의 재결정 및 결정립성장과 더불어 본 발명이 제시하는 소둔온도에서 충분한 오스테나이트 분율을 확보하기 위함이다. 상기 균열처리 시간이 50초 미만인 경우에는 오스테나이트로 충분히 역변태가 일어나지 않아 최종조직에서 페라이트 분율 증가하여 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면, 상기 균열처리 시간이 200초를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 사이즈가 조대화되어 최종제품에서 굽힘가공성이 열위할 수 있다. 상기 균열처리 시간의 하한은 55초인 것이 보다 바람직하고, 60초인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 균열처리 시간의 상한은 190초인 것이 보다 바람직하고, 180초인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 균열처리된 냉연강판을 620~700℃까지 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각 단계는 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것이다. 상기 1차 냉각 종료온도가 630℃미만이거나 700℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 연성 및 강도를 확보하기 어렵게 된다. 상기 냉각속도가 1℃/s 미만인 경우에는 페라이트 변태가 가속화되어 목표로 하는 미세조직 분율 확보가 어려운 단점이 있고, 10℃/s를 초과하는 경우에는 과도한 마르텐사이트 변태로 인해 연신율 확보가 어려운 단점이 있다.
이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 360~420℃까지 5~50℃/초의 냉각속도로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각은 본 발명에서 중요시하는 제어 인자 중 하나이며, 상기 2차 냉각종료온도는 강도, 연성 및 굽힘가공성을 동시에 확보하기 위해 매우 중요한 조건이다. 상기 2차 냉각종료온도가 360℃미만인 경우에는 과도한 마르텐사이트 분율 증가로 연성 확보가 어렵고, 420℃를 초과하는 경우에는 충분한 마르텐사이트 확보가 어려워 목표로 하는 강도 확보가 어렵다. 따라서, 본 발명에서 목표로 하는 물성을 확보하기 위한 중요 제어 인자 중 하나인 2차 냉각종료온도는 360~420℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각종료온도의 하한은 365℃인 것이 보다 바람직하고, 370℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 2차 냉각종료온도의 상한은 405℃인 것이 보다 바람직하고, 400℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 2차 냉각속도가 5℃/s미만일 경우에는 느린 냉각속도로 인해 마르텐사이트 및 베이나이트 변태 전, 페라이트 변태가 우선적으로 발생하여 본 발명이 얻고자 하는 적정량의 미세조직 분율을 얻지 못하는 단점이 있으며, 50℃/s를 초과하는 경우에는 과도한 냉각속도로 인한 형상열위 문제로 통판성이 저하되고, 판파단이 발생할 수 있다. 상기 2차 냉각속도의 하한은 7.5℃/s인 것이 보다 바람직하고, 10℃/s 인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 2차 냉각속도의 상한은 47.5℃/s인 것이 보다 바람직하고, 45℃/s 인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명에서 중요한 미세조직인 템퍼드 마르텐사이트 분율을 목표 수준으로 확보하기 위해 Ms 온도와 2차 냉각종료온도의 차이를 정밀하게 제어하는 게 중요하다. 보다 상세하게는, 하기 관계식 4를 만족하도록 하는 것이 바람직하다. Ms와 2차 냉각종료온도의 차이, 즉, A의 값이 0 미만인 경우에는 마르텐사이트 변태가 적어 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있으며, A의 값이 50℃를 초과하는 경우에는 마르텐사이트 영역에서 머무는 시간이 길어 과도한 마르텐사이트 분율 증가로 연성 확보가 어렵다. 따라서, 상기 Ms와 2차 냉각종료온도의 차이, 즉, A의 값은 0~50℃인 것이 바람직하다. 상기 A값의 하한은 1℃인 것이 보다 바람직하고, 2℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 A값의 상한은 45℃인 것이 보다 바람직하고, 40℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, Ms는 마르텐사이트 변태가 시작되는 온도를 의미하며, 그 값은 아래 식 1을 통해 구할 수 있다.
[관계식 4] 0 ≤ A ≤ 50
(단, 상기 관계식 4에서 A는 Ms-2차 냉각종료온도임(℃).)
[식 1] Ms = 539-423C-30.4Mn-7.5Si+30Al
이후, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 370~420℃에서 과시효처리 또는 재가열 후 과시효처리한다. 상기 과시효처리는 2차 냉각종료 시점의 온도와 동일하거나 높은 온도에서 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 과시효처리는 2차 냉각종료시에 생성된 프레쉬 마르텐사이트가 템퍼드 마르텐사이트로 변태하는 것을 촉진시키기 위한 공정이며, 이를 통해, 높은 항복강도 및 굽힘가공성을 안정적으로 확보할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 얻고자 하는 높은 굽힘가공성을 확보하기 위해 과시효처리 온도는 매우 중요한 인자이며, 본 발명에서는 상기 과시효처리 온도를 370~420℃의 범위로 정밀 제어한다. 상기 과시효처리 온도가 370℃ 미만인 경우에는 프레쉬 마르텐사이트에서 템퍼드 마르텐사이트로의 변태가 작게 일어나 굽힘가공성이 열위할 수 있다. 반면, 상기 과시효처리 온도가 420℃를 초과할 경우에는 과도한 템퍼드 마르텐사이트 변태로 인해 인장강도 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 과시효처리 온도는 370~420℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 과시효처리 온도의 하한은 375℃인 것이 보다 바람직하고, 380℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 과시효처리 온도의 상한은 415℃인 것이 보다 바람직하고, 410℃인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명에서 중요한 미세조직인 템퍼드 마르텐사이트 분율을 목표 수준으로 확보하기 위해 과시효처리 온도와 2차 냉각종료온도를 정밀하게 제어하는 게 중요하다. 보다 상세하게는, 하기 관계식 5를 만족하도록 하는 것이 바람직하다. 과시효처리 온도와 2차 냉각종료온도의 차이, 즉, B의 값이 0 미만인 경우에는 과시효 처리 효과를 얻기 곤란하며, B의 값이 40℃를 초과하는 경우에는 과도한 템퍼드 마르텐사이트 변태로 인해 목표로 하는 인장강도 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 과시효처리 온도와 2차 냉각종료온도의 차이, 즉, B의 값은 0~40℃인 것이 바람직하다. 상기 B값의 하한은 2.5℃인 것이 보다 바람직하고, 5℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 B값의 상한은 35℃인 것이 보다 바람직하고, 30℃인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 5] 0 ≤ B ≤ 40
(단, 상기 관계식 5에서 B는 과시효처리 온도-2차 냉각종료온도임(℃).)
아울러, 본 발명에서는 목표로 하는 미세조직 분율과 강도 수준을 위하여, 상기 2차 냉각 및 과시효처리시, 하기 관계식 6 내지 8을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 6] 0 ≤ 2.8A+0.5B ≤ 100
상기 관계식 6은 본 발명이 목표로 하는 항복강도를 확보하기 위한 것이다. 상기 관계식 6의 값이 0 미만인 경우 충분한 마르텐사이트 확보가 어려워 높은 항복강도를 얻기가 어렵고, 100을 초과할 경우 과도한 템퍼드 마르텐사이트 확보로 항복강도가 과도하게 높아지는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 6의 값은 0~100의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 6의 값의 하한은 2인 것이 보다 바람직하고, 4인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 6의 값의 상한은 90인 것이 보다 바람직하고, 80인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 7] 0 ≤ 3.1A+2.3B ≤ 200
상기 관계식 7은 본 발명이 목표로 하는 인장강도를 확보하기 위한 것이다. 상기 관계식 7의 값이 0 미만인 경우 충분한 프레쉬 마르텐사이트 확보가 어려워 목표로 하는 인장강도 확보가 어렵고, 200을 초과할 경우 템퍼드 마르텐사이트로 변태가 과도하게 일어나 인장강도 확보가 어렵다. 따라서, 상기 관계식 7의 값은 0~200의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 7의 값의 하한은 2인 것이 보다 바람직하고, 4인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 7의 값의 상한은 190인 것이 보다 바람직하고, 180인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 8] 0.25 ≤ (3.1A+2.3B)/(2.8A+0.5B) ≤ 3.5
상기 관계식 8은 본 발명이 목표로 하는 항복강도와 인장강도를 동시에 확보하기 위한 것이다. 상기 관계식 8의 값이 0.25 미만이거나 3.5를 초과하는 경우 목표로 하는 조직분율 확보가 어려워 원하는 항복강도와 인장강도를 동시에 확보하기 어려운 단점이 있다. 따라서, 상기 관계식 8의 값은 0.25~3.5의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 8의 값의 하한은 0.50인 것이 보다 바람직하고, 0.75인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 87의 값의 상한은 3.25인 것이 보다 바람직하고, 3.0인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명에서는 상기 과시효처리 후, 과시효처리된 냉연강판을 0.1~2.0%의 연신율로 조질압연하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 통상적으로 조질압연하는 경우 인장강도의 증가는 거의 없이 적어도 50MPa이상의 항복강도 상승이 일어난다. 상기 연신율이 0.1% 미만이면 형상의 제어가 어려울 수 있고, 2.0%를 초과하는 경우에는 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해질 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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 기재된 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연속주조하여 두께가 250mm인 슬라브를 제조하였다. 이 슬라브를 1200℃로 12시간 동안 가열한 다음, 열간압연을 실시한 뒤, 권취하였다. 이 때, 열간압연시 마무리 압연 출측온도는 Ar3+50℃~Ar3+150℃의 범위로 제어하였으며, 권취온도는 Ms+50℃~Ms+300℃의 범위로 제어하였다. 이후, 상기 열간압연을 통해 얻어진 3.2mm 두께의 열연강판을 산세한 뒤, 50%의 냉간압하율로 냉간압연을 실시하여 두께 1.6mm 두께의 냉연강판을 얻었다. 이 냉연강판을 하기 표 2 및 3에 기재된 조건을 이용하여 최종 제품으로 제조하였다. 이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
미세조직의 분율은 후방산란전자회절(Electron BackScatter Diffraction, EBSD) 장비를 이용하여 측정하였다. 템퍼드 마르텐사이트 래스 단축의 평균 길이는 투과전자현미경(TEM)으로 40,000배의 배율로 5군데를 랜덤으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 측정한 다음 평균값으로 계산하였다. 한편, 측정된 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트와, 잔부 프레쉬 마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트가 혼재된 조직으로 이루어졌다.
인장강도(TS), 항복강도(YS), 및 연신율(EL)은 압연 수평방향으로의 인장시험을 통하여 측정하였으며, Gauge Length는 50mm이고, 인장시편의 폭은 25mm인 시험편 규격을 사용하였다.
구멍확장율(HER)은 ISO 16330 표준에 따라 측정하였으며, 홀은 10mm 직경의 펀치를 사용하여 12%의 Clearance로 전단가공하였다.
180° 완전 압착 굽힘시험은 측정대상인 강판을 우선 90°로 굽힌 후, 그 사이에 상기 강판의 2배의 두께를 갖는 다른 강판을 끼운 뒤, 측정대상인 강판을 다시 180°로 굽혀 완전 압착한 다음 크랙 발생 여부를 육안으로 판단하였다. 크랙이 미발생한 경우를 ○, 크랙이 발생한 경우를 ×로 표시하엿다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn Nb Ti B Cr Mo 식 1 식 2 식 3
발명강1 0.13 0.40 2.40 0.028 0.020 0.0011 0.01 0.17 0.59 156 0.39
발명강2 0.12 0.40 2.40 0.029 0.019 0.0010 0.01 0.17 0.58 155 0.37
발명강3 0.13 0.35 2.40 0.030 0.017 0.0012 0.01 0.17 0.59 157 0.41
발명강4 0.13 0.40 2.40 0.031 0.020 0.0010 0.01 0.17 0.59 160 0.37
발명강5 0.13 0.40 2.39 0.035 0.021 0.0014 0.01 0.17 0.59 165 0.45
발명강6 0.13 0.40 2.45 0.031 0.022 0.0010 0.01 0.17 0.60 162 0.37
발명강7 0.13 0.40 2.37 0.030 0.021 0.0012 0.01 0.17 0.59 157 0.41
발명강8 0.11 0.40 2.38 0.027 0.020 0.0011 0.01 0.21 0.58 155 0.43
발명강9 0.11 0.40 2.39 0.028 0.023 0.0005 0.01 0.21 0.58 156 0.31
발명강10 0.11 0.39 2.36 0.027 0.020 0.0005 0.01 0.41 0.61 175 0.51
발명강11 0.12 0.39 2.39 0.028 0.020 0.0012 0.01 0.41 0.63 179 0.65
발명강12 0.11 0.40 2.42 0.029 0.021 0.0006 0.01 0.41 0.62 180 0.53
발명강13 0.13 0.40 2.41 0.030 0.020 0.0010 0.01 0.17 0.59 159 0.37
발명강14 0.12 0.39 2.40 0.029 0.020 0.0009 0.01 0.18 0.58 156 0.36
발명강15 0.14 0.37 2.40 0.028 0.020 0.0010 0.01 0.17 0.60 157 0.37
발명강16 0.12 0.40 2.40 0.027 0.020 0.0010 0.01 0.17 0.58 153 0.37
발명강17 0.11 0.40 2.41 0.029 0.020 0.0011 0.01 0.16 0.57 153 0.38
발명강18 0.12 0.41 2.40 0.030 0.020 0.0010 0.01 0.17 0.58 157 0.37
발명강19 0.13 0.31 2.41 0.030 0.020 0.0010 0.01 0.16 0.59 155 0.36
발명강20 0.14 0.41 2.40 0.030 0.020 0.0010 0.01 0.15 0.60 158 0.35
발명강21 0.12 0.40 2.39 0.029 0.020 0.0010 0.01 0.17 0.58 155 0.37
발명강22 0.13 0.42 2.40 0.027 0.020 0.0010 0.01 0.16 0.59 154 0.36
비교강1 0.13 0.39 2.39 0.028 0.020 0 0.01 0.01 0.56 138 0.01
비교강2 0.12 0.40 2.41 0.028 0.020 0.0006 0.01 0.01 0.55 138 0.13
비교강3 0.12 0.40 1.60 0.028 0.020 0.0005 0.01 0.01 0.42 109 0.11
비교강4 0.13 0.40 2.41 0.028 0.020 0 0.01 0.15 0.59 154 0.15
비교강5 0.09 0.15 2.46 0.050 0.030 0.0025 0.85 0.17 0.71 237 0.67
비교강6 0.14 0.80 1.85 0.001 0.010 0 0.05 0.01 0.51 99 0.01
[식 1] C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15
[식 2] 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb
[식 3] Mo+200B
강종No. 구분 소둔
온도
(℃)		 균열
시간
(sec)		 1차 냉각속도
(℃/sec)		 1차냉각
종료온도(℃)		 2차 냉각속도
(℃/sec)		 2차종료
완료온도(℃)
발명강1 발명예1 840 180 3 650 20 400
발명강2 발명예2 840 150 3 650 20 400
발명강3 발명예3 840 130 3 650 20 400
발명강4 발명예4 840 150 3 650 20 390
발명강5 발명예5 840 150 3 650 20 380
발명강6 발명예6 840 150 3 650 20 380
발명강7 발명예7 840 150 3 650 20 380
발명강8 발명예8 840 150 3 650 20 400
발명강9 발명예9 840 150 3 650 20 400
발명강10 발명예10 840 150 3 650 20 400
발명강11 발명예11 840 150 3 650 20 400
발명강12 발명예12 840 150 3 650 20 400
발명강13 비교예1 770 150 3 650 20 400
발명강14 비교예2 790 150 3 650 20 400
발명강15 비교예3 800 150 3 650 20 400
발명강16 비교예4 810 150 3 650 20 400
발명강17 비교예5 840 45 3 650 20 400
발명강18 비교예6 840 150 3 650 20 350
발명강19 비교예7 840 150 3 650 20 420
발명강20 비교예8 840 150 3 650 20 410
발명강21 비교예9 840 150 3 650 20 390
발명강22 비교예10 840 150 3 650 20 380
비교강1 비교예11 840 150 3 650 20 400
비교강2 비교예12 840 150 3 650 20 400
비교강3 비교예13 840 150 3 650 20 400
비교강4 비교예14 840 150 3 650 20 400
비교강5 비교예16 840 150 3 650 20 400
비교강6 비교예17 840 150 3 650 20 400
강종No. 구분 Ms 온도
(℃)		 Ms-
2차냉각종료
온도(A)(℃)		 과시효처리
온도(℃)		 과시효처리온도-
2차냉각
종료온도(B)(℃)		 식 6 식 7 식 8
발명강1 발명예1 408 8 400 0 22 25 1.1
발명강2 발명예2 412 12 400 0 34 37 1.1
발명강3 발명예3 408 8 400 0 22 25 1.1
발명강4 발명예4 408 18 390 0 50 56 1.1
발명강5 발명예5 408 28 380 0 78 87 1.1
발명강6 발명예6 407 27 400 20 86 130 1.5
발명강7 발명예7 409 29 410 30 96 159 1.7
발명강8 발명예8 417 17 400 0 48 53 1.1
발명강9 발명예9 417 17 400 0 48 53 1.1
발명강10 발명예10 418 18 400 0 50 56 1.1
발명강11 발명예11 413 13 400 0 36 40 1.1
발명강12 발명예12 416 16 400 0 45 50 1.1
발명강13 비교예1 408 8 400 0 22 25 1.1
발명강14 비교예2 412 12 400 0 34 37 1.1
발명강15 비교예3 404 4 400 0 11 12 1.1
발명강16 비교예4 412 12 400 0 34 37 1.1
발명강17 비교예5 416 16 400 0 45 50 1.1
발명강18 비교예6 412 62 400 50 199 307 1.5
발명강19 비교예7 408 -12 420 0 -34 -37 1.1
발명강20 비교예8 404 -6 410 0 -17 -19 1.1
발명강21 비교예9 413 23 430 40 84 163 1.9
발명강22 비교예10 408 28 440 60 108 225 2.1
비교강1 비교예11 408 8 400 0 22 25 1.1
비교강2 비교예12 412 12 400 0 34 37 1.1
비교강3 비교예13 437 37 400 0 104 115 1.1
비교강4 비교예14 408 8 400 0 22 25 1.1
비교강5 비교예16 425 25 400 0 70 78 1.1
비교강6 비교예17 418 18 400 0 50 56 1.1
[식 6] 2.8A+0.5B
[식 7] 3.1A+2.3B
[식 8] (3.1A+2.3B)/(2.8A+0.5B)
구분 템퍼드
마르텐사이트
분율(면적%)		 템퍼드
마르텐사이트
래스 단축의 평균 길이(nm)		 항복
강도
(YS)
(MPa)		 인장
강도
(TS)
(MPa)		 항복비 연신율
(EL)
(%)		 구멍
확장율
(HER)
(%)		 굽힙가공성
(YS×EL×HER)
(GPa%%)		 180° 완전 압착 굽힘
시험시 크랙 발생 여부
발명예1 90 185 859 1021 0.84 10.4 58 518 ○
발명예2 91 175 855 1015 0.84 11.1 53 503 ○
발명예3 92 195 842 1017 0.83 10.8 61 555 ○
발명예4 93 200 887 1040 0.85 10.6 67 630 ○
발명예5 93 225 899 1060 0.85 10.2 65 596 ○
발명예6 91 175 838 996 0.84 9.7 58 471 ○
발명예7 90 184 847 986 0.86 10.1 54 462 ○
발명예8 89 205 835 1065 0.78 10.5 57 500 ○
발명예9 87 235 846 998 0.85 11.5 55 628 ○
발명예10 90 221 889 1096 0.81 10.9 67 649 ○
발명예11 89 215 856 1101 0.78 9.4 59 475 ○
발명예12 90 175 834 1050 0.79 10.7 57 509 ○
비교예1 59 120 615 1098 0.56 8.7 34 182 ×
비교예2 61 142 596 1038 0.57 11.4 33 224 ×
비교예3 62 152 619 1031 0.60 12.9 36 287 ×
비교예4 74 165 701 1011 0.69 13.4 38 357 ×
비교예5 62 174 620 952 0.65 14.9 34 314 ×
비교예6 99 185 955 1082 0.88 7.6 56 406 ×
비교예7 78 148 766 972 0.79 12.1 37 343 ×
비교예8 74 165 776 983 0.79 12.0 42 391 ×
비교예9 79 187 861 971 0.89 11.2 52 501 ×
비교예10 76 179 874 945 0.92 11.6 57 578 ×
비교예11 55 174 568 767 0.74 27.9 33 523 ×
비교예12 54 165 567 846 0.67 17.4 32 316 ×
비교예13 70 177 693 950 0.73 11.3 35 274 ×
비교예14 72 185 707 854 0.83 19.5 37 510 ×
비교예16 99 256 925 1107 0.80 7.1 56 421 ×
비교예17 53 154 558 725 0.77 27.8 32 496 ×
상기 표 1 내지 4에 나타난 바와 같이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 12의 경우에는, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보함으로써 우수한 기계적 물성을 갖는 것을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 합금조성 또는 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 17의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하지 못함에 따라 기계적 물성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
도 1은 발명예 1을 SEM으로 관찰한 미세조직 사진이고, 도 2는 발명예 1을 TEM으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1은 본 발명의 주요 조직인 템퍼드 마르텐사이트가 균일하게 분포되어 있음을 확인할 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.06~0.17%, Si: 0.1~0.8%, Mn: 1.9~2.9%, Nb: 0.005~0.07%, Ti: 0.004~0.05%, B: 0.0004~0.005%, Cr: 0.20%이하(0%는 제외), Mo: 0.04~0.45%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 3을 만족하며,
    미세조직은 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트: 80~98%, 잔부 프레쉬 마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,
    상기 템퍼드 마르텐사이트의 래스 단축의 평균 길이는 500nm이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
    [관계식 1] 0.40 ≤ C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15 ≤ 0.70
    [관계식 2] 110 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 210
    [관계식 3] 0.20 ≤ Mo+200B ≤ 0.70
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%를 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 불순물은 트램프 원소로서 P, S, Al, Sb, N, Mg, Sn, Sb, Zn 및 Pb 중 1종 이상을 포함하고, 그 합계가 0.1중량% 이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 프레쉬 마르텐사이트는 11%이하이고, 베이나이트는 3%이하이며, 페라이트는 3%이하이고, 잔류 오스테나이트는 3%이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 항복강도(YS): 780~920MPa, 인장강도(TS): 980~1200MPa, 연신율(EL): 8%이상, 항복비(YS/TS): 0.75이상, 구멍확장율(HER): 40%이상, 굽힙가공성(YS×EL×HER): 300GPa%%이상이고, 180° 완전 압착 굽힘시험시 크랙이 발생하지 않는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  5. 중량%로, C: 0.06~0.17%, Si: 0.1~0.8%, Mn: 1.9~2.9%, Nb: 0.005~0.07%, Ti: 0.004~0.05%, B: 0.0004~0.005%, Cr: 0.20%이하(0%는 제외), Mo: 0.04~0.45%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+50℃~Ar3+150℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 Ms+50℃~Ms+300℃까지 냉각한 후 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 820~860℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔된 냉연강판을 50~200초 동안 균열처리하는 단계;
    상기 균열처리된 냉연강판을 620~700℃까지 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 360~420℃까지 5~50℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 370~420℃에서 과시효처리 또는 재가열 후 과시효처리하는 단계;를 포함하고,
    상기 2차 냉각 및 과시효처리시, 하기 관계식 4 내지 8을 만족하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 0.40 ≤ C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15 ≤ 0.70
    [관계식 2] 110 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 210
    [관계식 3] 0.20 ≤ Mo+200B ≤ 0.70
    [관계식 4] 0 ≤ A ≤ 50
    [관계식 5] 0 ≤ B ≤ 40
    [관계식 6] 0 ≤ 2.8A+0.5B ≤ 100
    [관계식 7] 0 ≤ 3.1A+2.3B ≤ 200
    [관계식 8] 0.25 ≤ (3.1A+2.3B)/(2.8A+0.5B) ≤ 3.5
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%를 의미하고, 상기 관계식 4 내지 8에서 A는 Ms-2차 냉각종료온도(℃)이고, B는 과시효처리 온도-2차 냉각종료온도(℃)임.)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 슬라브 가열은 1100~1300℃에서 행하여지는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 슬라브는 230~270mm의 두께를 갖는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 청구항 5에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 0.1℃/s이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계를 추가로 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 청구항 5에 있어서,
    상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하여지는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 청구항 5에 있어서,
    상기 과시효처리 후, 과시효처리된 냉연강판을 0.1~2.0%의 연신율로 조질압연하는 단계를 추가로 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4589042A4 (en) * 2022-09-16 2025-12-31 Hyundai Steel Co ULTRA-HIGH STRENGTH COLD-ROLL STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING PROCESS
EP4636117A4 (en) * 2022-12-12 2026-04-15 Posco Co Ltd HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, AND ITS MANUFACTURING PROCESS

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4569150A1 (en) * 2022-08-12 2025-06-18 ArcelorMittal A cold rolled martensitic steel and method of producing thereof
KR20240098246A (ko) * 2022-12-20 2024-06-28 주식회사 포스코 성형성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
KR20240098200A (ko) * 2022-12-20 2024-06-28 주식회사 포스코 냉연강판 및 그 제조방법
TWI881463B (zh) * 2023-09-18 2025-04-21 中國鋼鐵股份有限公司 高強度鋼材及其製造方法
KR20250093761A (ko) * 2023-12-15 2025-06-25 주식회사 포스코 냉연강판 및 그 제조방법

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2528387B2 (ja) 1990-12-29 1996-08-28 日本鋼管株式会社 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
JP2005264176A (ja) 2004-03-16 2005-09-29 Jfe Steel Kk 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
JP2009030091A (ja) * 2007-07-25 2009-02-12 Jfe Steel Kk 製造安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010535946A (ja) * 2007-08-15 2010-11-25 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト ２相スチール、この形式の２相スチールで作られたフラット製品およびフラット製品の製造方法
KR20130046941A (ko) * 2011-10-28 2013-05-08 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20140047960A (ko) * 2012-10-15 2014-04-23 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP2014196557A (ja) * 2013-03-06 2014-10-16 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20150073844A (ko) 2013-12-20 2015-07-01 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4802682B2 (ja) 2004-11-30 2011-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR100955982B1 (ko) * 2005-03-31 2010-05-06 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 도막 밀착성, 가공성 및 내수소취화 특성이 우수한 고강도냉연 강판 및 자동차용 강 부품
JP5423072B2 (ja) * 2009-03-16 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき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
KR101353787B1 (ko) * 2011-12-26 2014-01-22 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101620744B1 (ko) * 2014-12-05 2016-05-13 주식회사 포스코 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
EP3257962B1 (en) * 2015-02-13 2019-08-28 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method therefor
MX2019001148A (es) * 2016-08-10 2019-06-10 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para su fabricacion.
MX394104B (es) 2017-04-21 2025-03-24 Nippon Steel Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia y metodo de produccion de la misma.
KR102020407B1 (ko) * 2017-12-21 2019-09-10 주식회사 포스코 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP7410936B2 (ja) * 2018-09-28 2024-01-10 ポスコ カンパニー リミテッド 穴拡げ性が高い高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法
KR102153197B1 (ko) * 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
US12410491B2 (en) 2019-01-30 2025-09-09 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
WO2020229877A1 (en) * 2019-05-15 2020-11-19 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method for it's manufacture
KR102490312B1 (ko) * 2020-12-09 2023-01-19 주식회사 포스코 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판
KR102461164B1 (ko) * 2020-12-16 2022-11-02 주식회사 포스코 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2528387B2 (ja) 1990-12-29 1996-08-28 日本鋼管株式会社 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
JP2005264176A (ja) 2004-03-16 2005-09-29 Jfe Steel Kk 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
JP2009030091A (ja) * 2007-07-25 2009-02-12 Jfe Steel Kk 製造安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010535946A (ja) * 2007-08-15 2010-11-25 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト ２相スチール、この形式の２相スチールで作られたフラット製品およびフラット製品の製造方法
KR20130046941A (ko) * 2011-10-28 2013-05-08 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20140047960A (ko) * 2012-10-15 2014-04-23 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP2014196557A (ja) * 2013-03-06 2014-10-16 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20150073844A (ko) 2013-12-20 2015-07-01 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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