WO2023113453A1 - 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2023113453A1
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이재훈
한성호
최용훈
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having excellent formability and a high yield ratio and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a high-strength steel sheet having excellent formability and a high yield ratio usable for various purposes including automobile parts and a manufacturing method thereof. will be.
  • the yield strength of the steel In order to improve the crash performance of the automobile body, if the yield strength of the steel is increased, the crash energy can be efficiently absorbed even at a low deformation amount.
  • As a method of increasing the yield strength there are solid solution hardened steel and precipitation hardened steel.
  • Solid-solution strengthening steel is a steel sheet in which the yield strength is increased by dissolving solid-solution strengthening elements (Mn, Si, Cr, etc.) on ferrite having excellent formability.
  • Si or Cr is an element that easily forms an oxide on the surface of a steel sheet in a continuous annealing line or a continuous hot-dip galvanizing line.
  • Mn is an element that promotes the formation of a low-temperature transformation phase (bainite or martensite), which is characterized by lowering the yield strength. Therefore, solid-solution strengthening steel with a large amount of Mn, Si, and Cr added is not suitable as a method of increasing the yield ratio of a high-strength steel sheet having a tensile strength of 610 MPa or more.
  • precipitation hardened steel using Nb, Ti, V, etc. is a steel sheet that improves yield strength by precipitating fine carbides in ferrite.
  • Precipitation hardened steel increases the yield ratio without deteriorating workability, so it is a suitable reinforcing mechanism for high-strength steel plates with excellent crash performance and workability with a tensile strength of 610 MPa or more.
  • Patent Documents 1 and 2 As a technique for improving the formability and yield ratio of a steel sheet, methods utilizing the introduction of non-recrystallized ferrite and the addition of Ti or Nb are disclosed in Patent Documents 1 and 2. Precipitation hardening and non-recrystallized ferrite using Ti or Nb directly strengthens ferrite, so it is effective in increasing yield strength without significantly increasing tensile strength.
  • Patent Documents 1 and 2 have a disadvantage in that it is difficult to simultaneously secure excellent strength, elongation, formability and high yield ratio as they contain a large amount of non-recrystallized ferrite.
  • Patent Document 3 is a technology using non-recrystallized ferrite instead of the transformation hard phase (martensite, bainite, etc.) of the existing DP (Dual Phase) steel, that is, by including only the ferrite structure, it has excellent strength, elongation, formability and high yield ratio
  • the disadvantage is that it is difficult to secure both at the same time.
  • Patent Document 4 has a disadvantage in that it is difficult to simultaneously secure excellent strength, elongation, formability and high yield ratio as it includes Mn in the range of 0.15 to 0.45%.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-114523
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2017-002333
  • Patent Document 3 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2017-002332
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2015-147965
  • One aspect of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having excellent formability and a high yield ratio and a manufacturing method thereof.
  • C 0.05 to 0.25%, Si: 0.7% or less (excluding 0%), Mn: 0.46 to 1.8%, Al: 0.7% or less (excluding 0%), P : 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.03% or less (excluding 0%), N: 0.03% or less (excluding 0%), the total amount of one or more of Ti, Nb, and V: 0.22% or less, Excellent formability and high yield ratio, including the balance Fe and other unavoidable impurities, microstructure by area%, non-recrystallized ferrite: 1-13%, recrystallized ferrite: 67-98% and cementite: 1-20% It provides a high-strength steel sheet having
  • C 0.05 to 0.25%, Si: 0.7% or less (excluding 0%), Mn: 0.46 to 1.8%, Al: 0.7% or less (excluding 0%), P : 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.03% or less (excluding 0%), N: 0.03% or less (excluding 0%), the total amount of one or more of Ti, Nb, and V: 0.22% or less, heating the steel ingot or slab containing the remainder of Fe and other unavoidable impurities at 1000 to 1350° C.; Obtaining a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the heated steel ingot or slab at a finish rolling temperature of 800 to 1000° C.; winding the hot-rolled steel sheet at 300 to 600° C.; heat-treating the rolled hot-rolled steel sheet at 650-800° C.
  • the alloy composition will be described.
  • the content of the alloy composition described below refers to % by weight.
  • the C is an element for forming a precipitate together with Ti, Nb or V in the ferrite phase to impart strength to the steel sheet. If the C content is less than 0.05%, it is difficult to secure a tensile strength of 610 MPa or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.25%, it is difficult to secure sufficient weld strength. Therefore, the content of C is preferably in the range of 0.05 to 0.25%. The lower limit of the C content is more preferably 0.06%, and even more preferably 0.07%. The upper limit of the C content is more preferably 0.24%, and even more preferably 0.23%.
  • Si is an element that has an effect of improving strength by solid solution strengthening, and is an element that strengthens ferrite, homogenizes microstructure, and improves workability. In addition, it is an element necessary for deoxidation during steelmaking.
  • the Si content is preferably in the range of 0.7% or less.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.001%, and even more preferably 0.002%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.69%, and even more preferably 0.68%.
  • Mn is a useful element for increasing both strength and ductility. If the Mn content is less than 0.46%, it is difficult to sufficiently obtain the above effect, and if it exceeds 1.8%, the formation of low-temperature transformation phases such as martensite or bainite is promoted from austenite, thereby lowering the yield ratio of the steel sheet. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 0.46 to 1.8%. The lower limit of the Mn content is more preferably 0.47%, and even more preferably 0.48%. The upper limit of the Mn content is more preferably 1.79%, and even more preferably 1.78%.
  • Al is an element that acts as a deoxidizer by combining with oxygen in steel. Also, like Si, it is an element that strengthens ferrite, homogenizes the microstructure, and improves workability. If the Al content exceeds 0.7%, plating defects such as non-plating occur in the plating process, and the weldability of the steel sheet is deteriorated. Therefore, the Si content is preferably in the range of 0.7% or less.
  • the lower limit of the Al content is more preferably 0.001%, and even more preferably 0.002%.
  • the upper limit of the Al content is more preferably 0.69%, and even more preferably 0.68%.
  • P is an element that is contained as an impurity and deteriorates the impact toughness. Therefore, the content of P is preferably controlled to 0.05% or less.
  • the P content is more preferably 0.04% or less, and even more preferably 0.03% or less.
  • S is an element that is contained as an impurity to form MnS in the steel sheet and deteriorates ductility. Therefore, the content of S is preferably controlled to 0.03% or less. The S content is more preferably 0.02% or less, and even more preferably 0.01% or less.
  • N is an element that is contained as an impurity and causes cracks in the slab by creating nitride during continuous casting. Therefore, the N content is preferably controlled to 0.03% or less. The N content is more preferably 0.02% or less, and even more preferably 0.01% or less.
  • Total amount of at least one of Ti, Nb, and V 0.22% or less
  • Ti, Nb, and V are important elements that form precipitates in steel sheets. It may be contained in order to improve the strength and impact toughness of the steel sheet.
  • the total amount of one or more of Ti, Nb, and V exceeds 0.22%, the unrecrystallized ferrite fraction exceeds 13% due to excessive precipitate formation, making it difficult to obtain the physical properties desired by the present invention and causing an increase in manufacturing cost. becomes Therefore, the total amount of at least one of Ti, Nb, and V preferably has a range of 0.22% or less.
  • the lower limit of the total amount of at least one of Ti, Nb and V is more preferably 0.03%, and still more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the total amount of at least one of Ti, Nb and V is more preferably 0.21%, and still more preferably 0.20%.
  • the rest may include Fe and unavoidable impurities. Inevitable impurities can be unintentionally mixed in the normal steel manufacturing process, and cannot be completely excluded, and those skilled in the ordinary steel manufacturing field can easily understand the meaning. Further, the present invention does not entirely exclude the addition of other compositions than the aforementioned steel composition.
  • the steel sheet of the present invention may further include a total amount of at least one of Cr and Mo: 0.8% or less.
  • Cr and Mo are elements that suppress austenite decomposition during alloying and stabilize austenite in the same way as Mn.
  • the total amount of at least one of Cr and Mo exceeds 0.8%, formation of a low-temperature transformation phase such as martensite or bainite is promoted and the yield ratio of the steel sheet is lowered. Therefore, the total amount of at least one of Cr and Mo preferably has a range of 0.8% or less.
  • the lower limit of the total amount of at least one of Cr and Mo is more preferably 0.0001%, and even more preferably 0.001%.
  • the upper limit of the total amount of at least one of Cr and Mo is more preferably 0.7%, still more preferably 0.6%, and most preferably 0.53%.
  • the steel sheet of the present invention may further include a total amount of at least one of Cu and Ni: 0.8% or less.
  • the Cu and Ni are elements that stabilize austenite and inhibit corrosion.
  • the Cu and Ni are concentrated on the surface of the steel sheet to prevent hydrogen penetration into the steel sheet, thereby suppressing delayed hydrogen destruction. If the total amount of one or more of the Cu and Ni exceeds 0.8%, it may be difficult to obtain the physical properties desired by the present invention and cause an increase in manufacturing cost. Therefore, the total amount of at least one of Cu and Ni is preferably within a range of 0.8% or less.
  • the lower limit of the total amount of one or more of the above Cu and Ni is more preferably 0.0001%, and even more preferably 0.001%.
  • the upper limit of the total amount of at least one of Cu and Ni is more preferably 0.7%, still more preferably 0.6%, and most preferably 0.54%.
  • the steel sheet of the present invention may further include B: 0.005% or less.
  • the content of B is an element that improves hardenability to increase strength and suppresses nucleation of grain boundaries. If the content of B exceeds 0.005%, it may be difficult to obtain the physical properties desired by the present invention and cause an increase in manufacturing cost. Therefore, the content of B is preferably in the range of 0.005% or less.
  • the lower limit of the B content is more preferably 0.0001%, and even more preferably 0.0003%.
  • the upper limit of the B content is more preferably 0.0045%, and even more preferably 0.004%.
  • the steel sheet of the present invention may further include a total amount of one or more of Ca, REM (excluding Y), and Mg: 0.05% or less.
  • REMs other than Ca, Mg, and Y are elements that improve the ductility of a steel sheet by spheroidizing sulfides. If the total amount of one or more of Ca, REM (excluding Y) and Mg exceeds 0.05%, it may be difficult to obtain physical properties desired by the present invention and cause an increase in manufacturing cost. Therefore, the total amount of one or more of Ca, REM (excluding Y) and Mg is preferably within a range of 0.05% or less. The lower limit of the total amount of at least one of Ca, REM (excluding Y) and Mg is more preferably 0.0001%, and still more preferably 0.0003%.
  • the upper limit of the total amount of at least one of Ca, REM (excluding Y) and Mg is more preferably 0.04%, still more preferably 0.03%, and most preferably 0.02%.
  • REM means 17 elements including Sc, Y, and lanthanoids.
  • the steel sheet of the present invention may further include a total amount of one or more of W and Zr: 0.5% or less.
  • W and Zr are elements that increase the strength of a steel sheet by improving hardenability. If the total amount of one or more of the W and Zr exceeds 0.5%, it may be difficult to obtain physical properties desired by the present invention and cause an increase in manufacturing cost. Therefore, the total amount of at least one of W and Zr is preferably within a range of 0.5% or less.
  • the lower limit of the total amount of at least one of W and Zr is more preferably 0.0001%, still more preferably 0.001%, and most preferably 0.01%.
  • the upper limit of the total amount of at least one of W and Zr is more preferably 0.4%, still more preferably 0.35%, and most preferably 0.3%.
  • the steel sheet of the present invention may further include a total amount of at least one of Sb and Sn: 0.5% or less.
  • Sb and Sn are elements that improve plating wettability and plating adhesion of steel sheets. If the total amount of one or more of the Sb and Sn exceeds 0.5%, the brittleness of the steel sheet increases and cracks may occur during hot working or cold working. Therefore, the total amount of at least one of Sb and Sn preferably has a range of 0.5% or less.
  • the lower limit of the total amount of at least one of Sb and Sn is more preferably 0.0001%, still more preferably 0.001%, and most preferably 0.005%.
  • the upper limit of the total amount of at least one of Sb and Sn is more preferably 0.4%, still more preferably 0.3%, and most preferably 0.2%.
  • the steel sheet of the present invention may further include a total amount of at least one of Y and Hf: 0.2% or less.
  • Y and Hf are elements that improve the corrosion resistance of steel sheets. If the total amount of at least one of Y and Hf exceeds 0.2%, the ductility of the steel sheet may deteriorate. Therefore, the total amount of at least one of Y and Hf is preferably in the range of 0.2% or less.
  • the lower limit of the total amount of at least one of Y and Hf is more preferably 0.0001%, still more preferably 0.001%, and most preferably 0.005%.
  • the upper limit of the total amount of at least one of Y and Hf is more preferably 0.15%, still more preferably 0.12%, and most preferably 0.1%.
  • microstructure will be described.
  • the fraction of microstructure described below refers to area %
  • Non-recrystallized ferrite 1 to 13%
  • non-recrystallized ferrite contains many dislocations and exhibits low ductility and hole expandability.
  • the present inventors have confirmed that when the fraction of non-recrystallized ferrite is 1 to 13%, a high yield ratio can be secured without deteriorating elongation and hole expansion.
  • the fraction of the non-recrystallized ferrite is less than 1% or greater than 13%, the yield ratio, elongation or hole expansion ratio is lowered.
  • the non-recrystallized ferrite may be defined as ferrite formed by cooling the ferrite processed in the cold rolling process without being transformed into austenite during annealing.
  • the non-recrystallized ferrite has an elongated form in the cold rolling direction.
  • Recrystallized ferrite may be defined as ferrite formed by transforming ferrite processed in a cold rolling process into austenite during annealing and then transforming during cooling, and exhibits effects such as improving ductility and hole expandability of a steel sheet.
  • the fraction of the recrystallized ferrite is less than 67% or greater than 98%, the yield ratio, elongation or hole expansion ratio is lowered.
  • the recrystallized ferrite is a normal polygonal ferrite.
  • Cementite exerts an effect of increasing the strength and hardness of a steel sheet.
  • the fraction of the cementite is less than 1%, it may be difficult to secure strength.
  • it exceeds 20% it may be difficult to secure mechanical properties because the precipitation of Ti, Nb, or V carbide is suppressed, and the ferrite fraction desired to be obtained by the present invention cannot be secured.
  • the steel sheet of the present invention provided as described above has tensile strength (TS): 610 MPa or more, yield ratio (YR): 0.8 to 0.95, tensile strength (TS) 2 ⁇ ⁇ elongation (EL) is 1.8 ⁇ 10 6 ⁇ 2.3 ⁇ 10 6 MPa 2 % 0.5 and tensile strength (TS) 2 ⁇ hole expandability (HER): 2.5 ⁇ 10 6 ⁇ 3.8 ⁇ 10 6 MPa 2 % 0.5 , it has excellent strength, formability and high yield ratio.
  • the steel sheet of the present invention may be a cold-rolled steel sheet or a coated steel sheet, and the coated steel sheet may be hot-dip galvanized, electro-galvanized, or hot-dip aluminum-plated.
  • a steel ingot or slab satisfying the above alloy composition is heated at 1000 to 1350 ° C. If the heating temperature is less than 1000 ° C., there is a possibility of hot rolling in a state out of the finish rolling temperature range. On the other hand, if it exceeds 1350 °C, there is a possibility of melting by reaching the melting point of steel.
  • the lower limit of the ingot or slab heating temperature is more preferably 1025°C, and even more preferably 1050°C.
  • the upper limit of the steel ingot or slab heating temperature is more preferably 1325°C, and even more preferably 1300°C.
  • the heated steel ingot or slab is hot-rolled at a finish rolling temperature of 800 to 1000° C. to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • a finish rolling temperature 800 to 1000° C.
  • a large burden may be placed on the hot rolling mill due to the high strength of the steel.
  • the temperature exceeds 1000 ° C. crystal grains of the steel sheet become coarse after hot rolling, and mechanical properties may be deteriorated.
  • the lower limit of the finish rolling temperature is more preferably 815°C, and still more preferably 830°C.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is more preferably 985°C, and still more preferably 970°C.
  • the hot-rolled steel sheet may be cooled at an average cooling rate of 10° C./s or more to the following coiling temperature.
  • the cooling is for refining crystal grains, and when the average cooling rate is less than 10° C./s, it may be difficult to sufficiently obtain the crystal grain refining effect. Since the average cooling rate is advantageous as it is faster, the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited in the present invention, but considering the limitations of facilities and the like, it is difficult to exceed 500 ° C / s.
  • the hot-rolled steel sheet is wound at 300 to 600°C.
  • the coiling temperature is less than 300° C.
  • the main phase of the hot-rolled steel sheet is composed of a high-strength low-temperature transformation phase, and thus, it may not be easy to coil the steel sheet.
  • the temperature exceeds 600 ° C.
  • the scale generated on the surface of the hot-rolled steel sheet may be formed deep into the steel sheet, making pickling difficult.
  • the lower limit of the coiling temperature is more preferably 315°C, and even more preferably 330°C.
  • the upper limit of the coiling temperature is more preferably 585°C, and even more preferably 570°C.
  • the coiled hot-rolled steel sheet is heat treated at 650 to 800° C. for 600 to 1700 seconds.
  • the heat treatment is to improve the yield ratio of the final product by promoting the formation of precipitates in the hot-rolled steel sheet.
  • the heat treatment temperature is less than 650 °C or the heat treatment time is less than 600 seconds, it may not be easy to optimize the precipitates of the annealed hot-rolled steel sheet.
  • the heat treatment temperature exceeds 800 °C or the heat treatment time exceeds 1700 seconds, it may not be easy to form precipitates in the annealed hot-rolled steel sheet.
  • the lower limit of the heat treatment temperature is more preferably 660°C, and even more preferably 670°C.
  • the upper limit of the heat treatment temperature is more preferably 790°C, and even more preferably 780°C.
  • the lower limit of the heat treatment time is more preferably 700 seconds, and even more preferably 800 seconds.
  • the upper limit of the heat treatment time is more preferably 1600 seconds, and even more preferably 1500 seconds.
  • a pickling process for removing scale formed on the surface of the steel sheet may be additionally performed.
  • the pickling process is not particularly limited, and all pickling processes used in the art can be applied. can
  • the heat-treated hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a cold rolling reduction ratio of 30 to 90% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling reduction ratio is less than 30%, it is difficult to secure an appropriate cold-rolled steel sheet shape, and if it exceeds 90%, it may be difficult to perform cold rolling in a short time due to the high strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the cold reduction ratio is more preferably 31%, and even more preferably 32%.
  • the upper limit of the cold reduction ratio is more preferably 89%, and even more preferably 88%.
  • the cold-rolled steel sheet is reheated at 720 to 860° C. and maintained for 50 seconds or longer.
  • the reheating temperature is less than 720° C.
  • the unrecrystallized ferrite fraction exceeds 13%, making it difficult to obtain mechanical properties desired by the present invention.
  • the reheating temperature exceeds 860° C.
  • the unrecrystallized ferrite fraction is not formed at 1% or more, making it difficult to obtain mechanical properties desired by the present invention.
  • the holding time is less than 50 seconds, it is difficult to obtain the mechanical properties desired by the present invention due to insufficient heat treatment time.
  • the lower limit of the reheating temperature is more preferably 730°C, and even more preferably 740°C.
  • the upper limit of the reheating temperature is more preferably 850°C, and even more preferably 840°C.
  • the holding time is more preferably 55 seconds or more, and even more preferably 60 seconds or more.
  • the longer the holding time is, the more advantageous it is, so the upper limit is not particularly limited.
  • the holding time may be 600 seconds or less.
  • the average temperature increase rate during reheating is not particularly limited, and may be, for example, 1 to 100° C./s.
  • the reheated and maintained cold-rolled steel sheet is firstly cooled to 600 to 760° C. at an average cooling rate of 1° C./s or more. If the first cooling stop temperature is less than 600 ° C., the cementite fraction exceeds 20%, making it difficult to obtain the mechanical properties desired by the present invention. When the first cooling stop temperature exceeds 760 ° C., the cooling stop temperature is high, making it difficult to obtain the mechanical properties desired by the present invention.
  • the lower limit of the first cooling stop temperature is more preferably 610°C, and even more preferably 620°C.
  • the upper limit of the first cooling stop temperature is more preferably 750°C, and even more preferably 740°C.
  • the first average cooling rate is more preferably 1.5 °C / s or more. Meanwhile, in the present invention, the upper limit of the primary average cooling rate is not particularly limited.
  • the primary cooled cold-rolled steel sheet is secondary cooled to 450 to 550 ° C at an average cooling rate of 2 ° C / s or more, and maintained for 50 seconds or more.
  • the secondary cooling stop temperature is less than 450 ° C., it is difficult to obtain the mechanical properties desired by the present invention due to the low heat treatment temperature.
  • the secondary cooling stop temperature exceeds 550 ° C., the fraction of non-recrystallized ferrite exceeds 13%, making it difficult to obtain the mechanical properties desired by the present invention.
  • the secondary cooling rate is less than 2 ° C / s, the cementite fraction exceeds 20%, making it difficult to obtain the mechanical properties desired by the present invention.
  • the lower limit of the secondary cooling stop temperature is more preferably 460°C, and even more preferably 470°C.
  • the upper limit of the secondary cooling stop temperature is more preferably 540°C, and even more preferably 530°C. It is more preferable that the second average cooling rate is 3° C./s or more. Meanwhile, in the present invention, the upper limit of the secondary average cooling rate is not particularly limited. Further, in the present invention, the longer the holding time is, the more advantageous it is, so the upper limit is not particularly limited. However, in terms of productivity, the holding time may be 1800 seconds or less.
  • an average cooling rate may be 0.5 to 50° C./s.
  • a plating process may be additionally performed.
  • the plating process is not particularly limited, and all conventional processes used in the art can be used.
  • the slab After preparing a slab having a thickness of 100 mm having an alloy composition shown in Table 1, the slab was heated at 1200 ° C., and hot-rolled at a finish rolling temperature of 900 ° C. to prepare a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mm. After cooling the hot-rolled steel sheet to the coiling temperature shown in Table 2 at an average cooling rate of 30° C./s, coiling was performed. Thereafter, the rolled hot-rolled steel sheet was heat-treated under the conditions shown in Table 2 below, pickled, and cold-rolled to prepare a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.5 mm. Thereafter, reheating, primary cooling, secondary cooling, and tertiary cooling were performed under the conditions described in Tables 2 and 3 below.
  • the microstructure was observed through SEM after polishing and nital etching of the cross section of the specimen taken from the cold-rolled steel sheet. After nital etching, the structure without irregularities on the surface of the specimen was found to be ferrite, and the structure having a spherical or lamellar structure was found to be cementite. In non-recrystallized ferrite containing many dislocations, a difference in crystal orientation occurs within the grain. Therefore, after measuring the crystal orientation of ferrite using FESEM-EBSD, the fraction was measured by distinguishing non-recrystallized ferrite and recrystallized ferrite among ferrite by Kernel Average Misorientation (KAM) method.
  • KAM Kernel Average Misorientation

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Abstract

본 발명은 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 자동차 부품을 비롯한 각종 용도로 사용 가능한 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

강판 및 그 제조방법
본 발명은 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 자동차 부품을 비롯한 각종 용도로 사용 가능한 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업은 탑승자의 안전성 확보와 자동차의 연비 향상이 크게 주목을 받고 있다. 이런 이유로, 자동차 차체의 소재는 안전성 및 경량화 요구에 부응하기 위한 고강도 강판 적용이 증가하고 있다.
자동차 차체의 충돌 성능을 향상시키기 위하여, 강재의 항복강도를 증가시키면 낮은 변형량에서도 효율적으로 충돌에너지를 흡수시킬 수 있다. 항복강도를 증가시키기는 방법으로, 고용강화강과 석출강화강이 있다.
고용강화강은 성형성이 우수한 페라이트 상에 고용강화 원소(Mn, Si, Cr 등)를 고용시켜 항복강도를 증가시킨 강판이다. 그러나 Si 또는 Cr은 연속소둔라인 또는 연속용융아연도금라인에서 강판 표면에 산화물을 형성하기 쉬운 원소이다. 또한 Mn은 항복강도를 저하시키는 특징이 있는 저온변태상(베이나이트 또는 마르텐사이트)의 형성을 촉진시키는 원소이다. 따라서, 다량의 Mn, Si, Cr을 첨가한 고용강화강은 인장강도 610MPa 이상의 고강도 강판의 항복비를 높이는 방법으로 적절하지 않다.
한편, Nb, Ti, V 등을 활용한 석출강화강은 페라이트 내에 미세탄화물을 석출시키어 항복강도를 향상시키는 강판이다. 석출강화강은 가공성을 열화시키지 않으면서 항복비를 증가시키므로 충돌성능 및 가공성이 우수한 인장강도 610MPa 이상의 고강도 강판에 적합한 강화기구이다.
강판의 성형성 및 항복비를 개선하는 기술로써, 미재결정 페라이트 도입과 Ti 또는 Nb 첨가를 활용하는 방법이 특허문헌 1 및 2에 개시되어 있다. Ti 또는 Nb를 이용한 석출강화 및 미재결정 페라이트는 페라이트를 직접 강화시키므로써, 인장강도를 크게 증가시키지 않으면서 항복강도의 증가에 효과적이다.
그러나, 특허문헌 1 및 2는 다량의 미재결정 페라이트를 포함함에 따라 우수한 강도, 연신율, 성형성 및 고항복비를 동시에 확보하기는 곤란하다는 단점이 있다. 특허문헌 3은 기존 DP(Dual Phase)강의 변태 경질상(마르텐사이트, 베이나이트 등) 대신 미재결정 페라이트를 이용한 기술이며, 즉, 페라이트 조직만을 포함함에 따라 우수한 강도, 연신율, 성형성 및 고항복비를 동시에 확보하기는 곤란하다는 단점이 있다. 특허문헌 4는 Mn을 0.15~0.45%의 범위로 포함함에 따라 우수한 강도, 연신율, 성형성 및 고항복비를 동시에 확보하기는 곤란하다는 단점이 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 특허공개공보 2009-114523호
(특허문헌 2) 일본 특허공개공보 2017-002333호
(특허문헌 3) 일본 특허공개공보 2017-002332호
(특허문헌 4) 일본 특허공개공보 2015-147965호
본 발명의 일측면은 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.7%이하(0%는 제외), Mn: 0.46~1.8%, Al: 0.7%이하(0%는 제외), P: 0.05%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), N: 0.03%이하(0%는 제외), Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량: 0.22% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적%로, 미재결정 페라이트: 1~13%, 재결정 페라이트: 67~98% 및 시멘타이트: 1~20%를 포함하는 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.7%이하(0%는 제외), Mn: 0.46~1.8%, Al: 0.7%이하(0%는 제외), P: 0.05%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), N: 0.03%이하(0%는 제외), Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량: 0.22% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강괴 또는 슬라브를 1000~1350℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강괴 또는 슬라브를 800~1000℃의 마무리 압연온도로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 300~600℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 650~800℃에서 600~1700초 동안 열처리하는 단계; 상기 열처리한 열연강판을 30~90%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 720~860℃에서 재가열하고 50초 이상 유지하는 단계; 상기 재가열 및 유지된 냉연강판을 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로 600~760℃까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로 450~550℃까지 2차 냉각하고, 50초 이상 유지하는 단계; 및 상기 2차 냉각 및 유지된 냉연강판을 상온까지 3차 냉각하는 단계를 포함하는 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판에 대하여 설명한다. 먼저, 합금조성에 대해서 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.05~0.25%
C는 페라이트 상 중에 Ti, Nb 또는 V와 함께 석출물을 형성하여 강판에 강도를 부여하기 위한 원소이다. 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 인장강도 610MPa 이상의 강도 확보가 어렵다. 반면, 상기 C의 함량이 0.25%를 초과이면 충분한 용접부 강도를 확보하기 어렵다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.05~0.25%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.07%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.24%인 것이 보다 바람직하고, 0.23%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 0.7%이하(0%는 제외)
Si는 고용강화에 의한 강도 향상의 효과가 있는 원소이며, 페라이트를 강화시키고 미세조직을 균일화시키며 가공성을 개선하는 원소이다. 또한, 제강시 탈산에 필요한 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.7를 초과하면 도금공정에서 미도금과 같은 도금결함 문제와 강판의 용접성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.7%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.002%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.69%인 것이 보다 바람직하고, 0.68%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 0.46~1.8%
Mn은 강도와 연성을 함께 높이는데 유용한 원소이다. 상기 Mn의 함량이 0.46% 미만이면 상기 효과를 충분히 얻기 곤란하며, 1.8%를 초과하면 오스테나이트에서 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 저온변태상의 형성이 촉진되어 강판의 항복비가 저하된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.46~1.8%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.47%인 것이 보다 바람직하고, 0.48%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.79%인 것이 보다 바람직하고, 1.78%인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.7%이하(0%는 제외)
Al은 강 중의 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이다. 또한, Si와 동일하게 페라이트를 강화시키고 미세조직을 균일화시키며 가공성을 개선하는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.7%를 초과하면 도금공정에서 미도금과 같은 도금결함 문제를 발생시키고, 강판의 용접성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.7%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.002%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.69%인 것이 보다 바람직하고, 0.68%인 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.05%이하(0%는 제외)
P는 불순물로 함유되어 충격인성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.05%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 P 함량은 0.04% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.03% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.03%이하(0%는 제외)
S는 불순물로 함유되어 강판 중에 MnS를 만들고 연성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.03%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 S 함량은 0.02% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.01% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
N: 0.03%이하(0%는 제외)
N은 불순물로 함유되어 연속주조 중에 질화물을 만들어 슬라브의 균열을 일으키는 원소이다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.03%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 N 함량은 0.02% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.01% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량: 0.22% 이하
Ti, Nb, V는 강판의 석출물을 형성하는 중요한 원소이다. 강판의 강도와 충격인성을 향상시키기 위해 함유시켜도 좋다. 상기 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량이 0.22%를 초과하면 과도한 석출물 형성으로 인해 미재결정 페라이트 분율이 13%를 초과하여 본 발명이 얻고자 하는 물성을 얻기 어려울 수 있을 뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량은 0.22%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량의 상한은 0.21%인 것이 보다 바람직하고, 0.20%인 것이 보다 더 바람직하다.
상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
한편, 본 발명의 강판은 Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합계량: 0.8%이하를 추가로 포함할 수 있다.
Cr 및 Mo는 합금화 처리시 오스테나이트 분해를 억제하고, Mn과 동일하게 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 상기 Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합계량이 0.8%를 초과하면 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 저온변태상의 형성이 촉진되어 강판의 항복비가 저하된다. 따라서, 상기 Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합계량은 0.8%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합계량의 하한은 0.0001%인 것이 보다 바람직하며, 0.001%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합계량의 상한은 0.7%인 것이 보다 바람직하고, 0.6%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.53%인 것이 가장 바람직하다.
또한, 본 발명의 강판은 Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계량: 0.8%이하를 추가로 포함할 수 있다.
Cu 및 Ni는 오스테나이트를 안정화시키고 부식을 억제하는 원소이다. 또한 상기 Cu 및 Ni는 강판 표면으로 농화되어 강판 내로 이동하는 수소침입을 막아 수소지연파괴를 억제하는 효과도 있다. 상기 Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계량이 0.8%를 초과하면 본 발명이 얻고자 하는 물성을 얻기 어려울 수 있을 뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계량은 0.8%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계량의 하한은 0.0001%인 것이 보다 바람직하며, 0.001%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계량의 상한은 0.7%인 것이 보다 바람직하고, 0.6%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.54%인 것이 가장 바람직하다.
또한, 본 발명의 강판은 B: 0.005%이하를 추가로 포함할 수 있다.
B는 담금질성을 향상시켜 강도를 높이고 결정입계의 핵생성을 억제하는 원소이다. 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하면 본 발명이 얻고자 하는 물성을 얻기 어려울 수 있을 뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.005%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0001%인 것이 보다 바람직하며, 0.0003%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.0045%인 것이 보다 바람직하고, 0.004%인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 본 발명의 강판은 Ca, REM(Y는 제외) 및 Mg 중 1종 이상의 합계량: 0.05%이하를 추가로 포함할 수 있다.
Ca, Mg, 및 Y를 제외한 REM은 황화물을 구형화시킴으로써 강판의 연성을 향상시키는 원소이다. 상기 Ca, REM(Y는 제외) 및 Mg 중 1종 이상의 합계량이 0.05%를 초과하면 본 발명이 얻고자 하는 물성을 얻기 어려울 수 있을 뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 Ca, REM(Y는 제외) 및 Mg 중 1종 이상의 합계량은 0.05% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ca, REM(Y는 제외) 및 Mg 중 1종 이상의 합계량의 하한은 0.0001%인 것이 보다 바람직하며, 0.0003%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ca, REM(Y는 제외) 및 Mg 중 1종 이상의 합계량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다. 한편, REM이란 Sc, Y 및 란타노이드를 합한 17가지의 원소를 의미한다.
또한, 본 발명의 강판은 W 및 Zr 중 1종 이상의 합계량: 0.5%이하를 추가로 포함할 수 있다.
W 및 Zr는 담금질성을 향상시켜 강판의 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 W 및 Zr 중 1종 이상의 합계량이 0.5%를 초과하면 본 발명이 얻고자 하는 물성을 얻기 어려울 수 있을 뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 W 및 Zr 중 1종 이상의 합계량은 0.5%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 W 및 Zr 중 1종 이상의 합계량의 하한은 0.0001%인 것이 보다 바람직하고, 0.001%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 W 및 Zr 중 1종 이상의 합계량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
또한, 본 발명의 강판은 Sb 및 Sn 중 1종 이상의 합계량: 0.5%이하를 추가로 포함할 수 있다.
Sb 및 Sn은 강판의 도금젖음성과 도금밀착성을 향상시키는 원소이다. 상기 Sb 및 Sn 중 1종 이상의 합계량이 0.5%를 초과하면 강판의 취성이 증가하여 열간가공 또는 냉간가공시 균열이 발생될 수 있다. 따라서, 상기 Sb 및 Sn 중 1종 이상의 합계량은 0.5%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Sb 및 Sn 중 1종 이상의 합계량의 하한은 0.0001%인 것이 보다 바람직하고, 0.001%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Sb 및 Sn 중 1종 이상의 합계량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.2%인 것이 가장 바람직하다.
또한, 본 발명의 강판은 Y 및 Hf 중 1종 이상의 합계량: 0.2%이하를 추가로 포함할 수 있다.
Y 및 Hf는 강판의 내식성을 향상시키는 원소이다. 상기 Y 및 Hf 중 1종 이상의 합계량이 0.2%를 초과하면 강판의 연성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 Y 및 Hf 중 1종 이상의 합계량은 0.2%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Y 및 Hf 중 1종 이상의 합계량의 하한은 0.0001%인 것이 보다 바람직하고, 0.001%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Y 및 Hf 중 1종 이상의 합계량의 상한은 0.15%인 것이 보다 바람직하고, 0.12%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.1%인 것이 가장 바람직하다.
이하, 미세조직에 대해서 설명한다. 하기 설명되는 미세조직의 분율은 면적%를 의미한다
미재결정 페라이트: 1~13%
일반적으로 미재결정 페라이트는 전위를 많이 포함하여 연성 및 구멍확장성이 낮은 특성을 보인다. 그러나, 본 발명자들은 미재결정 페라이트의 분율이 1~13%일 때, 연신율 및 구멍확장율을 열화시키지 않으면서 높은 항복비를 확보할 수 있는 것을 확인하였다. 상기 미재결정 페라이트의 분율이 1% 미만이거나 13%를 초과하는 경우에는 항복비, 연신율 또는 구멍확장율이 저하된다. 한편, 상기 미재결정 페라이트는 냉간압연 공정에서 가공을 받은 페라이트가 소둔시 오스테나이트로 변태하지 못하고 냉각되어 형성된 페라이트로 정의될 수 있다. 상기 미재결정 페라이트는 냉간압연 방향으로 연신된 형태를 가진다.
재결정 페라이트: 67~98%
재결정 페라이트는 냉간압연 공정에서 가공을 받은 페라이트가 소둔시 오스테나이트로 변태된 후 냉각 중에 변태되어 형성된 페라이트로 정의될 수 있으며, 강판의 연성과 구멍확장성의 향상과 같은 효과를 발휘한다. 상기 재결정 페라이트의 분율이 67% 미만이거나 98%를 초과하는 경우에는 항복비, 연신율 또는 구멍확장율이 저하된다. 상기 재결정 페라이트는 통상의 폴리고날 페라이트이다.
시멘타이트: 1~20%
시멘타이트는 강판의 강도 및 경도를 증가시키는 효과를 발휘한다. 상기 시멘타이트의 분율이 1% 미만인 경우에는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면, 20%를 초과하는 경우에는 Ti, Nb, 또는 V 탄화물 석출을 억제시키고, 또한 본 발명이 얻고자 하는 페라이트 분율을 확보하지 못하여 기계적 물성을 확보하기 어려울 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강판은 인장강도(TS): 610MPa 이상, 항복비(YR): 0.8~0.95, 인장강도(TS)2×√연신율(EL)이 1.8×106~2.3×106 MPa2%0.5 및 인장강도(TS)2×√구멍확장성(HER): 2.5×106~3.8×106 MPa2%0.5로서 우수한 강도 및 성형성과 높은 항복비를 갖는다.
한편, 본 발명의 강판은 냉연강판 또는 도금강판일 수 있으며, 상기 도금강판은 용융아연도금, 전기아연도금 또는 용융알루미늄도금 등일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성을 만족하는 강괴 또는 슬라브를 1000~1350℃에서 가열한다. 상기 가열온도가 1000℃ 미만일 경우 마무리 압연온도 구간을 벗어난 상태에서 열간압연될 소지가 있다. 반면, 1350℃를 초과할 경우 강의 융점에 도달하여 녹아 버릴 소지가 있다. 상기 강괴 또는 슬라브 가열 온도의 하한은 1025℃인 것이 보다 바람직하고, 1050℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 강괴 또는 슬라브 가열 온도의 상한은 1325℃인 것이 보다 바람직하고, 1300℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 가열된 강괴 또는 슬라브를 800~1000℃의 마무리 압연온도로 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연온도가 800℃ 미만일 경우 강의 높은 강도 때문에 열간압연기에 큰 부담을 줄 수 있다. 반면, 1000℃를 초과할 경우 열간압연 후 강판의 결정립이 조대해져 기계적 물성이 저하될 수 있다. 상기 마무리 압연온도의 하한은 815℃인 것이 보다 바람직하고, 830℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 마무리 압연온도의 상한은 985℃인 것이 보다 바람직하고, 970℃인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 마무리 압연 후, 하기 권취온도까지 열연강판을 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각할 수 있다. 상기 냉각은 결정립을 미세화하기 위한 것으로서, 평균 냉각속도가 10℃/s 미만일 경우에는 상기 결정립 미세화 효과를 충분히 얻기 어려울 수 있다. 상기 평균 냉각속도는 빠를수록 유리하므로, 본 발명에서는 상기 평균 냉각속도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 설비 등의 한계를 고려할 때, 500℃/s를 초과하기는 어렵다.
이후, 상기 열연강판을 300~600℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 300℃ 미만일 경우 열연강판의 주상이 강도가 높은 저온변태상으로 구성되어 권취가 용이하지 않을 수 있다. 반면, 600℃를 초과할 경우 열연강판의 표면에 생성되는 스케일이 강판 내부까지 깊게 형성되어 산세를 어렵게 할 소지가 있다. 상기 권취온도의 하한은 315℃인 것이 보다 바람직하고, 330℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 585℃인 것이 보다 바람직하고, 570℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 650~800℃에서 600~1700초 동안 열처리한다. 상기 열처리는 열연강판의 석출물 생성을 촉진시켜 최종 제품의 항복비를 향상시키기 위한 것이다. 상기 열처리 온도가 650℃ 미만이거나 열처리 시간이 600초 미만일 경우, 소둔열처리된 열연강판의 석출물 최적화가 용이하지 않을 수 있다. 반면, 열처리 온도가 800℃를 초과하거나 열처리 시간이 1700초를 초과할 경우, 소둔열처리된 열연강판 내 석출물의 형성이 용이하지 않을 수 있다. 상기 열처리 온도의 하한은 660℃인 것이 보다 바람직하고, 670℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 열처리 온도의 상한은 790℃인 것이 보다 바람직하고, 780℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 열처리 시간의 하한은 700초인 것이 보다 바람직하고, 800초인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 열처리 시간의 상한은 1600초인 것이 보다 바람직하고, 1500초인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 열처리 후에는 강판 표면에 형성되는 스케일을 제거하기 위한 산세 공정을 추가로 행할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 산세 공정에 대해서 특별히 한정하지 않고, 당해 기술분야에서 이용되는 모든 산세 공정을 적용할 수 있다.
이후, 상기 열처리한 열연강판을 30~90%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압하율이 30% 미만이면 적절한 냉연강판 형상을 확보하기 어려운 단점이 있고, 90%를 초과하면 강판의 높은 강도로 인하여 냉간압연을 단시간에 수행하기 어려울 소지가 있다. 상기 냉간압하율의 하한은 31%인 것이 보다 바람직하고, 32%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 냉간압하율의 상한은 89%인 것이 보다 바람직하고, 88%인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 냉연강판을 720~860℃에서 재가열하고 50초 이상 유지한다. 상기 재가열 온도가 720℃ 미만인 경우에는 미재결정 페라이트 분율이 13%를 초과하게 되어 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 상기 재가열 온도가 860℃를 초과하는 경우에는 미재결정 페라이트 분율이 1% 이상 형성되지 않아 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 상기 유지시간이 50초 미만인 경우에는 열처리 시간이 부족하여 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 상기 재가열 온도의 하한은 730℃인 것이 보다 바람직하고, 740℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 재가열 온도의 상한은 850℃인 것이 보다 바람직하고, 840℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 유지시간은 55초 이상인 것이 보다 바람직하고, 60초 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 유지시간은 길수록 유리하므로, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 생산성 측면에서 상기 유지시간은 600초 이하일 수 있다. 또한, 본 발명에서는 상기 재가열시 평균 승온속도에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 1~100℃/s일 수 있다.
이후, 상기 재가열 및 유지된 냉연강판을 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로 600~760℃까지 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각정지온도가 600℃ 미만일 경우 시멘타이트 분율이 20%를 초과하게 되어 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 상기 1차 냉각정지온도가 760℃를 초과할 경우 냉각정지온도가 높아 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 상기 1차 냉각정지온도의 하한은 610℃인 것이 보다 바람직하고, 620℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 상한은 750℃인 것이 보다 바람직하고, 740℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도는 1.5℃/s 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 1차 평균 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로 450~550℃까지 2차 냉각하고, 50초 이상 유지한다. 상기 2차 냉각정지온도가 450℃ 미만이면 낮은 열처리 온도로 인해 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 반면, 상기 2차 냉각정지온도가 550℃를 초과하면 미재결정 페라이트 분율이 13%를 초과하게 되어 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 상기 2차 냉각속도가 2℃/s 미만이면 시멘타이트 분율이 20%를 초과하게 되어 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 상기 유지시간이 50초 미만인 경우에는 유지시간이 부족하여 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성을 얻기 어렵다. 상기 2차 냉각정지온도의 하한은 460℃인 것이 보다 바람직하고, 470℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 2차 냉각정지온도의 상한은 540℃인 것이 보다 바람직하고, 530℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 2차 평균 냉각속도는 3℃/s 이상인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 2차 평균 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 또한, 본 발명에서는 상기 유지시간은 길수록 유리하므로, 그 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 생산성 측면에서 상기 유지시간은 1800초 이하일 수 있다.
이후, 상기 2차 냉각 및 유지된 냉연강판을 상온까지 3차 냉각한다. 상기 3차 냉각시 평균 냉각속도는 0.5~50℃/s일 수 있다.
한편, 상기 3차 냉각 이후에는, 도금 공정을 추가로 행할 수 있다. 본 발명에서는 상기 도금 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 이용되는 통상의 공정을 모두 이용할 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 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1이 기재된 합금조성을 갖는 100mm 두께의 슬라브를 준비한 뒤, 상기 슬라브를 1200℃에서 가열하고, 900℃의 마무리 압연온도로 열간압연하여 3mm 두께의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 30℃/s의 평균 냉각속도로 하기 표 2에 기재된 권취온도까지 냉각한 후, 권취를 수행하였다. 이후, 권취된 열연강판을 하기 표 2에 기재된 조건으로 열처리하고, 산세 후, 냉간압연하여 1.5mm 두께의 냉연강판을 제조하였다. 이후, 하기 표 2 및 3에 기재된 조건으로 재가열, 1차 냉각, 2차 냉각 및 3차 냉각하였다.
이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
미세조직은 냉연강판으로부터 채취한 시편 단면을 연마 및 나이탈 에칭한 후에 SEM을 통하여 관찰하였다. 나이탈 에칭후에, 시편 표면에 요철이 없는 조직은 페라이트로 판명하고, 구형 또는 라멜라 구조를 갖는 조직은 세멘타이트로 판명하였다. 전위를 많이 포함하는 미재결정 페라이트는 입자 내의 결정방위차가 발생한다. 따라서, FESEM-EBSD를 이용하여 페라이트의 결정방위를 측정한 후, KAM(Kernel Average Misorientation)법으로 페라이트 중 미재결정 페라이트와 재결정 페라이트를 구별하여 분율을 측정하였다.
기계적 물성은 인장시험 및 구멍확장시험으로 측정하였다. 인장시험은 냉연강판의 압연방향에 대하여 0°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편을 이용하였다. 구멍확장시험은 10㎜Ø의 펀칭구멍(다이 내경 10.3㎜, 클리어런스 12.5%)에 꼭지각 60°의 원추 펀치를 펀칭구멍의 버어가 외측이 되는 방향으로 20㎜/min으로 압박 확장하여 성형함으로써 측정하였다.
구멍확장율: HER(%) = {(D - D0)/D0} × 100
D : 균열이 강판을 관통하였을 때의 구멍 직경(㎜)
D0 : 초기 구멍 직경(㎜)
강종 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al N Ti Nb V Ti+Nb+V 기타
A 0.14 0.45 1.34 0.009 0.0011 0.28 0.0032 0.15 0.01 0.02 0.18
B 0.12 0.38 1.25 0.010 0.0010 0.24 0.0029 0.01 0.12 0.01 0.14
C 0.17 0.34 1.27 0.008 0.0008 0.29 0.0025 0.02 0.03 0.11 0.16
D 0.16 0.39 1.19 0.012 0.0010 0.31 0.0028 0.08 0.07 0.05 0.20
E 0.15 0.43 1.31 0.008 0.0007 0.27 0.0030 0.11 0.06 0.01 0.18 Cr: 0.43
F 0.07 0.68 1.77 0.007 0.0011 0.66 0.0031 0.09 0.02 0.08 0.19 Mo: 0.38
G 0.23 0.64 0.47 0.010 0.0013 0.62 0.0027 0.01 0.09 0.07 0.17 Ni: 0.35
H 0.14 0.42 1.18 0.011 0.0012 0.23 0.0036 0.10 0.01 0.02 0.13 Cu: 0.44
I 0.16 0.39 1.22 0.009 0.0009 0.25 0.0039 0.04 0.01 0 0.05 B: 0.0021
J 0.12 0.37 1.28 0.008 0.0010 0.28 0.0028 0.09 0.02 0.01 0.12 Ca: 0.003
K 0.20 0.61 0.50 0.011 0.0011 0.59 0.0027 0.11 0.01 0.02 0.14 REM(Y 제외): 0.001
L 0.15 0.36 1.32 0.009 0.0009 0.33 0.0032 0.01 0.08 0.02 0.11 Mg: 0.002
M 0.16 0.43 1.31 0.007 0.0011 0.30 0.0028 0.01 0.04 0 0.05 W: 0.16
N 0.13 0.41 1.35 0.011 0.0008 0.32 0.0025 0.02 0.11 0.01 0.14 Zr: 0.14
O 0.21 0.58 0.49 0.010 0.0007 0.60 0.0032 0.01 0.09 0.02 0.12 Sb: 0.11
P 0.14 0.37 1.28 0.009 0.0009 0.27 0.0030 0.02 0.01 0.11 0.14 Sn: 0.08
Q 0.15 0.34 1.25 0.011 0.0012 0.25 0.0031 0.01 0.01 0.12 0.14 Y: 0.03
R 0.17 0.40 1.27 0.007 0.0010 0.29 0.0028 0.01 0.02 0.08 0.11 Hf: 0.04
XA 0.03 0.36 1.16 0.011 0.0009 0.33 0.0026 0.12 0.01 0.01 0.14
XB 0.28 0.39 1.19 0.009 0.0010 0.31 0.0032 0.15 0.01 0.02 0.18
XC 0.11 0.74 1.28 0.010 0.0012 0.25 0.0035 0.13 0.02 0.01 0.16
XD 0.13 0.42 0.45 0.012 0.0008 0.27 0.0028 0.14 0.02 0.01 0.17
XE 0.14 0.41 1.82 0.008 0.0007 0.28 0.0025 0.02 0.11 0.02 0.15
XF 0.12 0.37 1.33 0.007 0.0011 0.73 0.0027 0.01 0.13 0.01 0.15
XG 0.15 0.35 1.30 0.011 0.0010 0.31 0.0031 0.24 0.01 0.01 0.26
XH 0.13 0.46 1.34 0.009 0.0008 0.33 0.0028 0.02 0.23 0.02 0.27
XI 0.12 0.43 1.26 0.008 0.0010 0.26 0.0032 0.01 0.01 0.25 0.27
XJ 0.14 0.34 1.27 0.012 0.0009 0.32 0.0034 0.06 0.09 0.08 0.23
구분 강종 열연강판 권취온도
(℃)		 열연강판 열처리온도
(℃)		 열연강판 열처리시간
(초)		 냉연강판 승온속도
(℃/s)		 냉연강판 재가열온도
(℃)		 냉연강판 재가열
유지시간
(초)
발명예1 A 550 700 1200 10 750 120
비교예1 A 500 830 1300 10 750 120
비교예2 A 500 620 1500 10 780 90
비교예3 A 550 750 1800 10 780 120
비교예4 A 450 750 500 10 780 90
비교예5 A 400 700 1100 10 880 120
비교예6 A 400 750 900 10 700 100
비교예7 A 500 700 1200 10 830 30
비교예8 A 450 750 1000 10 830 120
비교예9 A 400 750 1400 10 750 120
비교예10 A 450 700 1200 10 750 120
비교예11 A 550 750 1100 10 750 90
비교예12 A 550 700 1400 10 750 120
비교예13 A 450 700 1200 10 750 100
발명예2 B 500 680 1400 10 750 100
발명예3 C 350 700 1600 10 750 120
발명예4 D 550 770 700 10 750 90
발명예5 E 350 700 1100 10 750 90
발명예6 F 450 780 1000 10 750 100
발명예7 G 400 670 1300 10 840 120
발명예8 H 500 700 1300 10 750 120
발명예9 I 550 750 1500 10 750 90
발명예10 J 550 750 1600 10 800 100
발명예11 K 550 700 1100 10 750 90
발명예12 L 450 700 1300 10 820 120
발명예13 M 400 700 700 10 750 100
발명예14 N 400 750 1200 10 750 90
발명예15 O 500 750 1100 10 840 90
발명예16 P 500 700 1300 10 750 120
발명예17 Q 450 750 1400 10 740 120
발명예18 R 450 700 1200 10 750 100
비교예14 XA 450 750 15000 10 780 100
비교예15 XB 500 750 1200 10 780 90
비교예16 XC 550 700 1200 10 780 120
비교예17 XD 550 700 1300 10 750 90
비교예18 XE 550 700 1000 10 750 120
비교예19 XF 550 750 1200 10 780 100
비교예20 XG 500 750 1400 10 750 120
비교예21 XH 500 700 1100 10 780 100
비교예22 XI 500 700 1200 10 750 90
비교예23 XJ 450 700 1300 10 750 120
구분 강종 1차평균
냉각속도
(℃/s)		 1차냉각
정지온도
(℃)		 2차평균
냉각속도
(℃/s)		 2차냉각
정지온도
(℃)		 2차
유지시간
(℃)		 3차평균
냉각속도
(℃/s)
발명예1 A 10 700 20 500 200 10
비교예1 A 10 650 20 500 200 10
비교예2 A 10 650 20 500 150 10
비교예3 A 10 700 20 500 200 10
비교예4 A 10 650 20 500 100 10
비교예5 A 10 700 20 500 200 10
비교예6 A 10 650 20 500 150 10
비교예7 A 10 700 20 500 100 10
비교예8 A 10 780 20 500 200 10
비교예9 A 10 580 20 500 150 10
비교예10 A 10 700 0.5 500 200 10
비교예11 A 10 700 20 570 200 10
비교예12 A 10 650 20 430 200 10
비교예13 A 10 650 20 500 30 10
발명예2 B 10 700 20 500 100 10
발명예3 C 10 650 20 500 200 10
발명예4 D 10 740 20 500 200 10
발명예5 E 10 700 20 500 150 10
발명예6 F 10 740 20 500 200 10
발명예7 G 10 700 20 530 100 10
발명예8 H 10 620 20 500 200 10
발명예9 I 10 700 20 500 150 10
발명예10 J 10 650 20 530 200 10
발명예11 K 10 630 20 500 100 10
발명예12 L 10 700 20 500 200 10
발명예13 M 10 650 20 480 150 10
발명예14 N 10 700 20 480 200 10
발명예15 O 10 700 20 500 200 10
발명예16 P 10 650 20 500 100 10
발명예17 Q 10 700 20 500 100 10
발명예18 R 10 700 20 500 200 10
비교예14 XA 10 700 20 500 150 10
비교예15 XB 10 650 20 500 200 10
비교예16 XC 10 650 20 500 200 10
비교예17 XD 10 700 20 500 200 10
비교예18 XE 10 700 20 500 150 10
비교예19 XF 10 650 20 500 200 10
비교예20 XG 10 700 20 500 200 10
비교예21 XH 10 700 20 500 100 10
비교예22 XI 10 650 20 500 200 10
비교예23 XJ 10 700 20 500 200 10
구분 미세조직(면적%) 기계적 물성
재결정
페라이트		 미재결정
페라이트		 시멘타이트 YR TS2×√EL (MPa2%0.5) TS2×√HER
(MPa2%0.5)
발명예1 81 7 12 0.87 2,135,084 3,024,325
비교예1 82.5 0.5 17 0.82 1,724,634 2,406,501
비교예2 83.7 0.3 16 0.84 1,588,125 2,274,842
비교예3 84.3 0.7 15 0.83 1,608,532 2,387,638
비교예4 85.4 0.6 14 0.82 1,713,228 2,269,006
비교예5 83 0 17 0.79 1,671,539 2,445,219
비교예6 75 14 11 0.96 2,430,054 3,926,502
비교예7 74 17 9 0.97 2,536,248 3,835,426
비교예8 86.4 0.6 13 0.83 1,730,150 2,323,005
비교예9 70 8 22 0.81 1,554,426 2,268,514
비교예10 72 5 23 0.82 1,696,522 2,434,269
비교예11 74 15 11 0.97 2,638,145 4,053,387
비교예12 85.7 0.3 14 0.83 1,569,897 2,332,060
비교예13 87.2 0.8 12 0.82 1,756,458 2,455,831
발명예2 80 9 11 0.85 2,037,548 3,196,147
발명예3 81 6 13 0.94 2,294,432 3,785,165
발명예4 97 2 1 0.89 2,183,055 3,432,584
발명예5 84 7 9 0.81 1,811,246 2,520,614
발명예6 68 12 20 0.86 1,902,750 3,048,620
발명예7 95 3 2 0.90 2,063,284 2,601,423
발명예8 86 6 8 0.82 2,139,551 3,174,562
발명예9 70 11 19 0.84 2,288,405 3,724,357
발명예10 81 7 12 0.87 1,936,524 2,836,520
발명예11 76 10 14 0.89 1,923,658 2,912,548
발명예12 82 8 10 0.93 1,823,042 2,528,027
발명예13 72 10 18 0.85 2,046,954 3,703,248
발명예14 82 6 12 0.88 2,135,745 3,203,865
발명예15 85 7 8 0.92 2,065,483 3,095,684
발명예16 80 9 11 0.90 2,126,841 3,186,405
발명예17 83 8 9 0.87 1,935,687 2,889,421
발명예18 73 10 17 0.86 2,025,342 2,932,586
비교예14 94 2 4 0.76 1,452,301 2,096,328
비교예15 70 16 14 0.94 2,769,523 4,256,214
비교예16 81 7 12 0.89 1,635,204 2,352,735
비교예17 83 9 8 0.83 1,535,218 2,464,524
비교예18 74 15 11 0.92 2,589,245 4,095,168
비교예19 79 8 13 0.88 1,762,147 2,230,650
비교예20 73 15 12 0.96 2,466,325 3,968,057
비교예21 74 16 10 0.97 2,623,024 4,146,885
비교예22 70 19 11 0.96 2,500,362 3,813,402
비교예23 72 20 8 0.96 2,714,268 4,035,964
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1 내지 18의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족함에 따라 적정 미세조직을 확보하였으며, 이를 통해, 우수한 강도 및 성형성과 고항복비를 가지고 있음을 알 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 23의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성 또는 제조조건을 만족하지 않음에 따라 적정 미세조직을 확보하지 못하였고, 이로 인해, 기계적 물성이 열위함을 알 수 있다.

Claims (18)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.7%이하(0%는 제외), Mn: 0.46~1.8%, Al: 0.7%이하(0%는 제외), P: 0.05%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), N: 0.03%이하(0%는 제외), Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량: 0.22% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 미재결정 페라이트: 1~13%, 재결정 페라이트: 67~98% 및 시멘타이트: 1~20%를 포함하는 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합계량: 0.8%이하를 추가로 포함하는 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계량: 0.8%이하를 추가로 포함하는 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 B: 0.005%이하를 추가로 포함하는 강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 Ca, REM(Y는 제외) 및 Mg 중 1종 이상의 합계량: 0.05%이하를 추가로 포함하는 강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 W 및 Zr 중 1종 이상의 합계량: 0.5%이하를 추가로 포함하는 강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 Sb 및 Sn 중 1종 이상의 합계량: 0.5%이하를 추가로 포함하는 강판.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 Y 및 Hf 중 1종 이상의 합계량: 0.2%이하를 추가로 포함하는 강판.
  9. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 인장강도(TS): 610MPa 이상, 항복비(YR): 0.8~0.95, 인장강도(TS)2×√연신율(EL)이 1.8×106~2.3×106 MPa2%0.5 및 인장강도(TS)2×√구멍확장성(HER): 2.5×106~3.8×106 MPa2%0.5인 강판.
  10. 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.7%이하(0%는 제외), Mn: 0.46~1.8%, Al: 0.7%이하(0%는 제외), P: 0.05%이하(0%는 제외), S: 0.03%이하(0%는 제외), N: 0.03%이하(0%는 제외), Ti, Nb 및 V 중 1종 이상의 합계량: 0.22% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강괴 또는 슬라브를 1000~1350℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강괴 또는 슬라브를 800~1000℃의 마무리 압연온도로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 300~600℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 650~800℃에서 600~1700초 동안 열처리하는 단계;
    상기 열처리한 열연강판을 30~90%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 720~860℃에서 재가열하고 50초 이상 유지하는 단계;
    상기 재가열 및 유지된 냉연강판을 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로 600~760℃까지 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로 450~550℃까지 2차 냉각하고, 50초 이상 유지하는 단계; 및
    상기 2차 냉각 및 유지된 냉연강판을 상온까지 3차 냉각하는 단계를 포함하는 강판의 제조방법.
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 강괴 또는 슬라브는 Cr 및 Mo 중 1종 이상의 합계량: 0.8%이하를 추가로 포함하는 강판의 제조방법.
  12. 청구항 10에 있어서,
    상기 강괴 또는 슬라브는 Cu 및 Ni 중 1종 이상의 합계량: 0.8%이하를 추가로 포함하는 강판의 제조방법.
  13. 청구항 10에 있어서,
    상기 강괴 또는 슬라브는 B: 0.005%이하를 추가로 포함하는 강판의 제조방법.
  14. 청구항 10에 있어서,
    상기 강괴 또는 슬라브는 Ca, REM(Y는 제외) 및 Mg 중 1종 이상의 합계량: 0.05%이하를 추가로 포함하는 강판의 제조방법.
  15. 청구항 10에 있어서,
    상기 강괴 또는 슬라브는 W 및 Zr 중 1종 이상의 합계량: 0.5%이하를 추가로 포함하는 강판의 제조방법.
  16. 청구항 10에 있어서,
    상기 강괴 또는 슬라브는 Sb 및 Sn 중 1종 이상의 합계량: 0.5%이하를 추가로 포함하는 강판의 제조방법.
  17. 청구항 10에 있어서,
    상기 강괴 또는 슬라브는 Y 및 Hf 중 1종 이상의 합계량: 0.2%이하를 추가로 포함하는 강판의 제조방법.
  18. 청구항 10에 있어서,
    상기 마무리 압연 후, 권취온도까지 열연강판을 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계를 추가로 포함하는 강판의 제조방법.
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20240092658A (ko) * 2022-12-14 2024-06-24 주식회사 포스코 강판 및 그 제조방법
KR102904562B1 (ko) * 2023-10-31 2025-12-26 현대제철 주식회사 냉연강재 및 그 제조방법

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009114523A (ja) 2007-11-08 2009-05-28 Nippon Steel Corp 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR20130047757A (ko) * 2010-08-23 2013-05-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP2013253268A (ja) * 2012-06-05 2013-12-19 Kobe Steel Ltd 降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015147965A (ja) 2014-02-05 2015-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP2017002332A (ja) 2015-06-04 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2017002333A (ja) 2015-06-04 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR20170118929A (ko) * 2015-03-25 2017-10-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
WO2021141006A1 (ja) * 2020-01-08 2021-07-15 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
CN113718166A (zh) * 2020-05-25 2021-11-30 上海梅山钢铁股份有限公司 一种屈服强度320MPa级热镀铝锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5347739B2 (ja) * 2009-06-11 2013-11-20 新日鐵住金株式会社 析出強化型複相冷延鋼板の製造方法
JP5182386B2 (ja) * 2011-01-31 2013-04-17 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
US12392007B2 (en) * 2019-07-31 2025-08-19 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet, high strength member, and methods for manufacturing the same

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009114523A (ja) 2007-11-08 2009-05-28 Nippon Steel Corp 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR20130047757A (ko) * 2010-08-23 2013-05-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP2013253268A (ja) * 2012-06-05 2013-12-19 Kobe Steel Ltd 降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015147965A (ja) 2014-02-05 2015-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
KR20170118929A (ko) * 2015-03-25 2017-10-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP2017002332A (ja) 2015-06-04 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2017002333A (ja) 2015-06-04 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2021141006A1 (ja) * 2020-01-08 2021-07-15 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
CN113718166A (zh) * 2020-05-25 2021-11-30 上海梅山钢铁股份有限公司 一种屈服强度320MPa级热镀铝锌钢板及其制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
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