WO2023234503A1 - 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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이상욱
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Definitions

  • the technical idea of the present invention relates to cold-rolled steel sheets, and more specifically, to ultra-high-strength cold-rolled steel sheets with excellent bendability and hydrogen embrittlement, and to a method of manufacturing the same.
  • high-strength steel sheets are required to improve fuel efficiency and durability due to various environmental and energy use regulations.
  • high yield strength and tensile strength are important for making automotive structural steel parts such as those mainly used in front bumpers and side sills.
  • the microstructure to make a steel sheet with high strength must be composed of martensite and bainite, which are low-temperature structures, and the structure is prone to brittle fracture due to hydrogen remaining inside the steel or flowing in from the outside. This is called hydrogen embrittlement, and the characteristics of hydrogen embrittlement are that fracture generally occurs at a lower strength than the strength at which fracture occurs and becomes more sensitive as strength increases.
  • materials can be destroyed by hydrogen embrittlement even under very small stress, ways to compensate for this problem are being sought.
  • the technical problem to be achieved by the technical idea of the present invention is to provide an ultra-high strength cold-rolled steel sheet with excellent bendability and hydrogen embrittlement and a method of manufacturing the same.
  • an ultra-high strength cold rolled steel sheet with excellent bendability and hydrogen embrittlement and a method for manufacturing the same are provided.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet has, in weight percent, carbon (C): 0.23% to 0.40%, silicon (Si): 0.05% to 1.0%, and manganese (Mn): 0.5% to 0.5%.
  • V Vanadium
  • Al Aluminum
  • Al 0.01% ⁇ 0.3%
  • Chromium (Cr) > 0% ⁇ 0.5%
  • Titanium (Ti) > 0% ⁇ 0.1%
  • Phosphorus (P) more than 0% ⁇ 0.02%
  • sulfur (S) more than 0% ⁇ 0.01%
  • boron (B) 0.001% ⁇ 0.005%
  • the balance is ultra-high strength cold rolled steel containing iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • the final microstructure includes tempered martensite with a volume fraction of 90% or more, the average distance between precipitates in the tempered martensite is 300 nm or more, the average size of the precipitates is 200 nm or less, and the final microstructure Based on the area of 20 ⁇ m2 , the number of precipitates with an average size of 40nm or less is 25 or more.
  • the cold-rolled steel sheet has a soft region in the surface layer having a hardness of less than 85% of the average hardness of the base material of the cold-rolled steel sheet, and the ratio of the thickness of the soft region region to the thickness of the base material is 0.03. It can be ⁇ 0.10.
  • the cold rolled steel sheet may have a Prior Austenite Grain Size (PAGS) of 12 ⁇ m or less.
  • PAGS Prior Austenite Grain Size
  • the cold-rolled steel sheet may further include molybdenum (Mo): 0.01% to 0.3% or niobium (Nb): 0.01% to 0.1% by weight.
  • Mo molybdenum
  • Nb niobium
  • the cold-rolled steel sheet has the values of [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] (however, the [C], [V], [Cr], [Mo] and [Nb] are weight percent values of carbon, vanadium, chromium, molybdenum and niobium) may be less than 0.63.
  • yield strength (YP) 1200 MPa or more
  • tensile strength (TS) 1500 MPa or more
  • elongation (El) 7.0% or more
  • yield ratio 70% or more
  • bendability (R/t) 2.5 or less
  • hydrogen embrittlement elongation reduction rate may be 35% or less.
  • the method of manufacturing the ultra-high strength cold rolled steel sheet is calculated by weight percentage, carbon (C): 0.23% ⁇ 0.40%, silicon (Si): 0.05% ⁇ 1.0%, manganese (Mn): 0.5%.
  • V Vanadium
  • Al Aluminum
  • Al 0.01% ⁇ 0.3%
  • Chromium (Cr) > 0% ⁇ 0.5%
  • Titanium (Ti) > 0% ⁇ 0.1%
  • phosphorus (P) more than 0% ⁇ 0.02%
  • sulfur (S) more than 0% ⁇ 0.01%
  • boron (B) 0.001% ⁇ 0.005%
  • the balance is steel containing iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • Hot rolling to provide a hot rolled steel sheet Cold rolling the hot steel sheet to provide a cold rolled steel sheet; Raising the temperature of the cold rolled steel sheet; Annealing the temperature-elevated cold-rolled steel sheet; Cooling the annealed cold rolled steel sheet; and reheating and tempering the cooled cold-rolled steel sheet; wherein, during the step of annealing the cold-rolled steel sheet, the annealing temperature ranges from 750°C to 950°C without a period of maintaining a constant temperature before cooling the cold-rolled steel sheet. It is characterized by a gradual and continuous rise within the range.
  • the annealing temperature (T) in the step of annealing the cold rolled steel sheet, may satisfy the relationship of Equation 1 below depending on the time (t).
  • the step of increasing the temperature of the cold-rolled steel sheet may have a temperature increase rate of 3°C/sec or more, and the step of annealing the cold-rolled steel sheet may have a temperature increase rate of less than 3°C/sec.
  • the hot rolling is performed at a reheating temperature (SRT): 1180°C to 1300°C, a finish rolling temperature (FDT): 800°C to 950°C, and a coiling temperature (CT): 500°C to 700°C. It can be performed under certain conditions.
  • SRT reheating temperature
  • FDT finish rolling temperature
  • CT coiling temperature
  • the step of cooling the annealed cold-rolled steel sheet includes slowly cooling the annealed cold-rolled steel sheet to a temperature of 700-800°C at a cooling rate in the range of 3°C/sec to 15°C/sec. ; A first rapid cooling process of the slowly cooled cold-rolled steel sheet to a temperature of 300°C to 350°C at a cooling rate in the range of 80°C/sec to 150°C/sec; and secondly quenching the first quenched cold-rolled steel sheet to a temperature of room temperature to 300°C at a cooling rate in the range of 30°C/sec to 90°C/sec. may include.
  • the step of reheating and tempering the cooled cold rolled steel sheet includes a tempering step of reheating the second quenched cold rolled steel sheet and maintaining it at a temperature of 150°C to 350°C for 30 to 300 seconds. It can be included.
  • an ultra-high strength cold rolled steel sheet with excellent bendability and hydrogen embrittlement and a manufacturing method thereof can be implemented.
  • the annealing holding section is replaced with a temperature increase according to the quadratic function to obtain an appropriate soft zone (decarburized zone) area to prevent the target bendability (R/t) below 2.5 and coarsening of PAGS (Prior Austenite Grain Size).
  • PAGS Primary Austenite Grain Size
  • ultra-high strength steel sheets with a yield of over 1200MPa, a tensile strength of over 1500MPa, and a high yield ratio (over 70%) are realized, and productivity is improved by reducing the process time by approximately 10% or more by replacing some of the holding sections within the annealing section with elevated temperatures. You can do it.
  • Figure 1 is a process flow chart schematically showing a method of manufacturing an ultra-high strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a time-temperature graph showing annealing, cooling, and tempering heat treatment processes after cold rolling in the method of manufacturing ultra-high strength cold-rolled steel sheets according to comparative examples and examples of the present invention.
  • Figure 3 is a photograph of a representative final microstructure of an ultra-high strength cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 4 is a photograph observing precipitates in the microstructure of an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 1 is a process flow chart schematically showing a method of manufacturing an ultra-high strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention
  • Figure 2 is an annealing after cold rolling in a method of manufacturing an ultra-high strength cold-rolled steel sheet according to comparative examples and examples of the present invention.
  • , is a time-temperature graph showing the cooling and tempering heat treatment process.
  • the method of manufacturing an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet includes the step of hot-rolling a steel material to provide a hot-rolled steel sheet (S10); Cold rolling the hot steel sheet to provide a cold rolled steel sheet (S20); Raising the temperature of the cold rolled steel sheet (S31); Annealing the temperature-elevated cold-rolled steel sheet (S32); Cooling the annealed cold rolled steel sheet (S40, S50, S60); and reheating and tempering the cooled cold rolled steel sheet (S70).
  • the ultra-high strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention has, in weight percent, carbon (C): 0.23% to 0.40%, silicon (Si): 0.05% to 1.0%, manganese (Mn): 0.5% to 3.0%. , Vanadium (V): 0.01% ⁇ 0.12%, Aluminum (Al): 0.01% ⁇ 0.3%, Chromium (Cr): > 0% ⁇ 0.5%, Titanium (Ti): > 0% ⁇ 0.1%, Phosphorus (P ): more than 0% ⁇ 0.02%, sulfur (S): more than 0% ⁇ 0.01%, boron (B): 0.001% ⁇ 0.005%, and the balance includes iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • the role and content of each component included in the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention will be described as follows.
  • the content of the component elements all refers to weight percent based on the entire steel sheet.
  • the carbon content is preferably 0.23% to 0.40%. If the carbon content is less than 0.23%, it is difficult to achieve the target strength. If it exceeds 0.40%, the carbon equivalent (Ceq) increases, which is disadvantageous in weldability and bendability and hydrogen embrittlement resistance. There may be disadvantages.
  • Silicon is a ferrite stabilizing element that delays the formation of carbides in ferrite and has a solid solution strengthening effect. Silicon is preferably added at 0.05% to 1.0%. If it is less than 0.05%, the effect is very small. If it exceeds 1.0%, oxides such as Mn 2 SiO 4 may be formed during the manufacturing process, and weldability may be improved by increasing the carbon equivalent. It can deteriorate. In addition, precipitation of carbides may be excessively suppressed, resulting in a result that deviates from the effect of the present invention.
  • Manganese has a solid solution strengthening effect and increases hardenability, contributing to strength improvement.
  • Manganese is preferably added at 0.5% to 3.0%. If it is less than 0.5%, hardenability is not sufficient and it is difficult to secure strength. If it exceeds 3.0%, processability and resistance to hydrogen embrittlement are reduced due to the formation or segregation of inclusions such as MnS. may occur and increase the carbon equivalent, which may reduce weldability.
  • V Vanadium (V): 0.01% to 0.12%
  • Vanadium is a major element that precipitates in the form of carbide (VC) in steel, has the effect of refining PAGS (Prior Austenite Grain Size), and contributes to improving yield strength. Vanadium is preferably added in an amount of 0.01% to 0.12% of the total weight in the ultra-high strength cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. If the vanadium content is less than 0.01%, it is difficult to expect a precipitate effect, and if it exceeds 0.12%, problems of material deterioration and increased manufacturing costs appear, problems of grain coarsening due to the formation of coarse precipitates appear, and recrystallization temperature If the temperature rises too high, a problem occurs that causes non-uniform organization.
  • PAGS Primary Austenite Grain Size
  • Aluminum is used as a deoxidizer and can be helpful in cleaning ferrite. If the aluminum content is less than 0.01%, the deoxidation effect may be insufficient. If the aluminum content exceeds 0.3%, AlN may be formed during slab manufacturing, causing cracks during casting or hot rolling. Therefore, it is desirable to add aluminum in an amount of 0.01% to 0.3% of the total weight of the steel sheet.
  • Chromium is a ferrite stabilizing element, increases solid solution strengthening and hardenability of steel, and contributes to improving strength by refining carbides. If the chromium content exceeds 0.5%, weldability may be impaired and the manufacturing cost of steel may increase. Therefore, it is desirable to add chromium in an amount exceeding 0% to 0.5% of the total weight of the steel sheet.
  • Titanium is a precipitate forming element and has the effect of precipitation of TiN and TiC and grain refinement.
  • the nitrogen content inside the steel can be lowered through the precipitation of TiN, and when added together with boron, the precipitation of BN can be prevented.
  • Titanium is preferably added in an amount exceeding 0% to 0.1%, and if added in excess of 0.1%, the manufacturing cost of steel increases.
  • Phosphorus is an impurity included in the steel manufacturing process. Although it can help improve strength through solid solution strengthening, it can cause low-temperature brittleness when contained in large amounts. Therefore, it is desirable to limit the phosphorus content to more than 0% to 0.02% of the total weight of the steel sheet.
  • Sulfur is an impurity included in the steel manufacturing process and can form non-metallic inclusions such as FeS, MnS, etc., reducing bendability, toughness, and weldability. Therefore, it is desirable to limit the sulfur content to more than 0% to 0.01% of the total weight of the steel sheet.
  • Boron is a hardenable element that greatly contributes to the formation of martensite during the cooling process after annealing. Boron is preferably added in an amount of 0.001% to 0.005%. If it is less than 0.001%, the effect is insufficient and it is difficult to secure martensite, and if it is added in excess of 0.005%, it may reduce the toughness of the steel.
  • the remaining component of the ultra-high strength cold rolled steel sheet is iron (Fe).
  • Fe iron
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed, so this cannot be ruled out. Since these impurities are known to anyone skilled in the normal manufacturing process, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to a modified embodiment of the present invention may additionally include at least one or more of the elements having the following composition ranges in addition to the alloy elements described above.
  • Molybdenum plays a role in improving hydrogen embrittlement resistance, has a solid solution strengthening effect, and increases hardenability, contributing to strength improvement. If the molybdenum content exceeds 0.3%, the manufacturing cost of steel may increase. Therefore, it is desirable to add molybdenum in an amount of 0.01% to 0.3% of the total weight of the steel sheet.
  • Niobium has the effect of refining PAGS (Prior Austenite Grain Size) and contributes to improving yield strength by forming precipitates in the form of NbC. In other words, it is a precipitate forming element that improves the toughness and strength of steel through precipitation and grain refinement.
  • Niobium is preferably added at 0.01% to 0.1%. If added in excess of 0.1%, a low-temperature transformation structure may occur due to the delay in ferrite transformation during hot rolling, which may have a negative effect on lowering impact performance and increase the manufacturing cost of steel. I order it.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention having the above-described composition range can satisfy the following relational expression 1.
  • Equation 1 [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] ⁇ 0.63
  • [C], [V], [Cr], [Mo], and [Nb] are weight percent values of carbon, vanadium, chromium, molybdenum, and niobium. If the above relational expression 1 is not satisfied, the precipitates become coarse and hydrogen embrittlement increases.
  • a hot rolled steel sheet is provided by hot rolling a steel material having the above-described composition.
  • the hot rolling can be performed under the conditions of reheating temperature (SRT): 1180°C to 1300°C, finish rolling temperature (FDT): 800°C to 950°C, and coiling temperature (CT): 500°C to 700°C.
  • the slab containing the above-described alloy components and the remaining iron and inevitable impurities is reheated to a temperature of 1180°C to 1300°C.
  • Slabs are manufactured in the form of semi-finished products by continuously casting molten steel obtained through the steelmaking process. By reheating the slab, component segregation occurring during the casting process is homogenized and made ready for hot rolling. If the Slab Reheating Temperature (SRT) is less than 1180°C, there is a problem that the segregation of the slab cannot be sufficiently re-employed. If it exceeds 1300°C, the size of austenite grains increases, and the process cost increases as the temperature rises. can do. Reheating of the slab can take 1 to 4 hours. If the reheating time is less than 1 hour, the degree of homogenization of the segregation is insufficient, and if it exceeds 4 hours, the austenite grain size increases, and the process cost may increase.
  • SRT Slab Reheating Temperature
  • the reheated slab is hot rolled.
  • Hot rolling is performed at a finish delivery temperature (FDT) of 800°C to 900°C. If the finish rolling temperature is lower than 800°C, the rolling load increases rapidly, reducing productivity, and if it exceeds 900°C, the size of the grains may increase and strength may decrease. After hot rolling, it is cooled to a temperature of 500°C ⁇ 700°C and then wound. If the coiling temperature is less than 500°C, the strength increases and the rolling load during cold rolling increases, and if it exceeds 700°C, it may cause defects in the post-process due to surface oxidation, etc.
  • FDT finish delivery temperature
  • the hot rolled steel sheet is pickled to remove the surface scale layer, and then cold rolled. Milling is performed to remove the surface scale layer remaining even after pickling. To completely remove the uniform surface scale layer or surface scale layer, milling is performed 0.3 to 1 mm compared to the initial thickness. If the milling thickness is less than 0.3 mm, a surface scale layer generated during hot rolling may remain and it may be difficult to control a uniform decarburization layer during subsequent heat treatment. If milling exceeds 1 mm, the recovery rate may decrease and the process cost may increase as the discarded portion increases. The thickness reduction rate during cold rolling is approximately 40% to 70%.
  • the temperature increase rate may be 3°C/sec or more.
  • the cold rolled steel sheet can reach a temperature of A 3 to A 3 +30°C. If the temperature increase rate is less than 3°C/s in the temperature raising step (S31), it takes a long time to reach the target annealing temperature, which may reduce production efficiency and increase the size of the grains.
  • the annealing temperature is within the temperature range ( ⁇ T) of 750°C to 950°C without a period of maintaining a constant temperature until the step (S40) of cooling the cold-rolled steel sheet is performed. It is characterized by a gradual and continuous rise.
  • the step (S32) of annealing the cold rolled steel sheet is characterized in that the annealing temperature (T) satisfies the relationship of Equation 1 below according to time (t).
  • the annealing temperature must be raised to A 3 or higher to create an austenite single phase to create tempered martensite, the final structure.
  • the annealing temperature may vary depending on the steel type, and most satisfies 750°C to 950°C.
  • the following advantages can be obtained by eliminating the holding section in the general annealing heat treatment section and replacing it with the temperature increase according to Equation 1 above.
  • a step (S40) of slowly cooling the annealed cold rolled steel sheet is performed. This is the section where the area is cooled at a cold rate of 3 to 15°C/sec after annealing.
  • the annealed cold-rolled steel sheet is slowly cooled to a temperature of 700 to 800°C at a cooling rate in the range of 3°C/sec to 15°C/sec.
  • the slow cooling end temperature that is, the rapid cooling start temperature
  • falls below 700°C ferrite transformation occurs, causing a decrease in strength, which may not reach the target strength.
  • a first quenching treatment step (S50) is performed on the annealed cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet that has undergone the slow cooling treatment may be first rapidly cooled to a temperature of 300°C to 350°C at a cooling rate in the range of 80°C/sec to 150°C/sec.
  • the first rapid cooling section is a temperature section between the slow cooling end temperature and the Ms transformation point, and it is important to suppress ferrite and bainite transformation through rapid cooling in this section.
  • the cold speed to suppress this is about 80°C/sec or more, and if it is slower than 80°C/sec, strength reduction may occur due to ferrite and bainite transformation.
  • a step (S60) of performing a second quenching treatment on the cold rolled steel sheet that has undergone the first quenching treatment is performed.
  • the cold rolled steel sheet that has been subjected to the first quenching treatment may be subjected to a second quenching treatment from room temperature to 300°C at a cooling rate ranging from 30°C/sec to 90°C/sec.
  • the second rapid cooling section is the temperature section from Ms transformation point to room temperature, and martensite transformation occurs in this section.
  • the Ms temperature is around 350°C and the start point of martensite transformation is 300°C to 400°C.
  • tempering may occur, resulting in a tempered martensite structure with a large size of carbides, and softening of the tempered martensite may result in a decrease in strength.
  • a cooling rate of 30°C/sec or more is required in the secondary cooling section to prevent this tempering.
  • the average cooling speed of the first and second quenching sections is 70°C/sec or more, cooling may be performed without distinguishing between quenching sections.
  • a step (S70) of reheating and tempering the cooled cold rolled steel sheet is performed.
  • a tempering step may be performed in which the second quenched cold-rolled steel sheet is reheated and maintained at a temperature of 150°C to 350°C for 30 to 300 seconds.
  • the tempering stage is the section where the generated martensite changes into tempered martensite.
  • Tempering holding time has a small effect compared to the tempering temperature, but if it is less than 30 seconds, it is difficult to obtain a stable tempering effect. If it exceeds 5 minutes, heat treatment efficiency may decrease, carbide size may increase, and strength may decrease, so it is limited to 5 minutes or less.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to the embodiment of the present invention implemented by performing the above-described steps has the following weight percent: carbon (C): 0.23% ⁇ 0.40%, silicon (Si): 0.05% ⁇ 1.0%, manganese (Mn) : 0.5% ⁇ 3.0%, Vanadium (V): 0.01% ⁇ 0.12%, Aluminum (Al): 0.01% ⁇ 0.3%, Chromium (Cr): > 0% ⁇ 0.5%, Titanium (Ti): > 0% ⁇ 0.1%, phosphorus (P): more than 0% ⁇ 0.02%, sulfur (S): more than 0% ⁇ 0.01%, boron (B): 0.001% ⁇ 0.005%, and the balance includes iron (Fe) and other inevitable impurities. It is an ultra-high strength cold rolled steel plate.
  • the final microstructure includes tempered martensite with a volume fraction of 90% or more, and the remainder may be martensite and bainite.
  • the volume fraction of tempered martensite in the final microstructure may be 100%.
  • the volume fraction of tempered martensite may be 90%, and the volume fraction of martensite and bainite may be 10%.
  • the average distance between precipitates in the tempered martensite is 300 nm or more, the average size of the precipitates is 200 nm or less, and the number of precipitates with an average size of 40 nm or less based on an area of 20 ⁇ m 2 in the final microstructure is 25 or more. It is characterized by If the fraction of tempered martensite in the ultra-high strength cold rolled steel base of this embodiment is A, and the fraction occupied by precipitates is B, the relationship B/A ⁇ 0.01 is satisfied.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention implemented by performing the above-described steps may have a Prior Austenite Grain Size (PAGS) of 12 ⁇ m or less. If it is coarser than this, it is difficult to confirm the effect of improving hydrogen embrittlement characteristics by grain refinement.
  • PAGS Prior Austenite Grain Size
  • PAGS in order to satisfy the target tensile properties and hydrogen embrittlement characteristics, PAGS is small and the precipitates are composed of tempered martensite (90% or more), martensite, and bainite (the remainder). It is made up of organizations.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention implemented by performing the above-described steps has a soft part region in the surface layer having a hardness less than 85% of the average hardness of the base material of the cold-rolled steel sheet, and the thickness of the soft part region and The ratio of the thickness of the base material may be 0.03 to 0.10.
  • the hardness of the steel plate was measured using a Vickers tester with a load of 50 g at 30 ⁇ m intervals from the surface to the center of the plate thickness cross section.
  • the soft area of the surface layer of the steel sheet is an area with less than 0.85 Set it to less than 0.85.
  • the hardness of the steel plate base material was determined by using the average of 5 measurements in the area of 1/4 of the plate thickness.
  • the thickness of the base material is t m and the thickness of the soft part (decarburized part) area is t s , the relationship of 0.03 ⁇ t s / t m ⁇ 0.1 is satisfied. If the thickness of the soft area is too thin (within 0.03), it is difficult to obtain the effect of improving bendability, and if it exceeds 0.1, it is difficult to secure the desired physical properties.
  • the ultra-high strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention implemented by performing the above-described steps has yield strength (YP): 1200 MPa or more, tensile strength (TS): 1500 MPa or more, elongation (El): 7.0% or more, and yield ratio. It was confirmed that it had the following physical properties: 70% or more, bendability (R/t): 2.5 or less, and hydrogen embrittlement elongation reduction rate: 35% or less.
  • Table 1 shows the composition (unit: weight %, the balance is iron) of the steel according to the experimental example of the present invention.
  • the composition of the steel according to Example 1 is in weight percent, carbon (C): 0.23% to 0.40%, silicon (Si): 0.05% to 1.0%, manganese (Mn): 0.5% to 3.0. %, Vanadium (V): 0.01% ⁇ 0.12%, Aluminum (Al): 0.01% ⁇ 0.3%, Chromium (Cr): > 0% ⁇ 0.5%, Titanium (Ti): > 0% ⁇ 0.1%, Phosphorus ( P): more than 0% ⁇ 0.02%, sulfur (S): more than 0% ⁇ 0.01%, boron (B): 0.001% ⁇ 0.005%, and the remainder satisfies the composition range of iron (Fe).
  • carbon content is relatively low.
  • Comparative Examples 1 to 4 did not contain vanadium, unlike Example 1.
  • Example 1 the values of [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] (however, the values of [C], [V], [Cr], [Mo] and [Nb] is the weight percent value of carbon, vanadium, chromium, molybdenum and niobium) is less than 0.63, but in Comparative Examples 3 and 4, the values of [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] It can be confirmed that it exceeds 0.63 (Comparative Example 3: 0.686, Comparative Example 4: 0.631).
  • Comparative Examples 1 to 4 and Example 1 applied the same conditions within the process range of hot rolling (S10), cold rolling (S20), and heat treatment after cold rolling (S40, S50, S60) described above. did.
  • the annealing heat treatment (S32) process of Comparative Example 1 and Comparative Example 2 corresponds to process 1 shown in FIG. 2
  • the annealing heat treatment (S32) process of Comparative Example 3, Comparative Example 4, and Example 1 is shown in FIG. It corresponds to process 2 shown.
  • Tables 2 and 3 show the results of evaluating the physical properties of steel according to experimental examples of the present invention.
  • the hydrogen embrittlement elongation reduction rate (%) was measured under hydrogen injection conditions of 5 mA 1 hr.
  • Comparative Example 3 and Comparative Example 4 had a smaller PAGS (Prior Austenite Grain Size) due to the increased content of Nb and Mo compared to Comparative Example 1 and Comparative Example 2.
  • PAGS Primary Austenite Grain Size
  • Precipitates are generally formed by Mo, Nb, V, Ti, etc., but the higher the content of the element, the less dissolved it is.
  • Comparative Example 3 and Comparative Example 4 can confirm that the value of [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] exceeds 0.63 (Comparative Example 3: 0.686, Comparative Example 4: 0.631 ). In other words, as the amount of undissolved carbide increases during reheating, coarse precipitates are formed. As the precipitates become coarser, the average distance becomes shorter and the number of precipitates decreases, which does not significantly contribute to improving hydrogen embrittlement.
  • Example 1 fine precipitates of relatively uniform size were evenly distributed and the conditions proposed in the present invention (yield strength (YP): 1200 MPa or more, tensile strength (TS): 1500 MPa or more, elongation (El): 7.0 % or more, yield ratio: 70% or more, bendability (R/t): 2.5 or less) and that hydrogen embrittlement was significantly improved (hydrogen embrittlement elongation reduction rate: 35% or less).
  • Figure 3 is a photograph of a representative final microstructure of an ultra-high strength cold-rolled steel sheet according to Example 1 of the present invention
  • Figure 4 is a photograph of precipitates observed in the microstructure of an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to Example 1 of the present invention. am.
  • the ultra-high strength cold rolled steel sheet according to Example 1 of the present invention has a final microstructure of tempered martensite with a volume fraction of 90% or more, and the average spacing between precipitates in the tempered martensite is It can be seen that the distance is 300 nm or more, the average size of the precipitates is 200 nm or less, and the number of precipitates with an average size of 40 nm or less based on an area of 20 ⁇ m 2 in the final microstructure is 25 or more.
  • the embodiment of the present invention is a method of manufacturing ultra-high strength steel using martensite similar to the comparative examples, but has the following differences and advantages.
  • ultra-high strength steel sheets with a yield of over 1200MPa, a tensile strength of over 1500MPa, and a high yield ratio (over 70%) are realized, and productivity is improved by reducing the process time by approximately 10% or more by replacing some of the holding sections within the annealing section with elevated temperatures. You can do it.

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Abstract

본 발명의 초고강도 냉연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.23% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%, 망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 보론(B): 0.001% ~ 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 초고강도 냉연강판이며, 최종 미세조직은 부피분율이 90% 이상인 템퍼드 마르텐사이트를 포함하되, 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 석출물 간의 평균 이격거리는 300nm 이상이며, 상기 석출물의 평균 크기는 200nm 이하이고, 상기 최종 미세조직 내 20㎛2 면적을 기준으로 평균 크기가 40nm 이하인 석출물의 개수는 25개 이상이다.

Description

초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명의 기술적 사상은 냉연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘성과 수소취성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근 각종 환경 및 에너지 사용 규제에 의해 연비 향상이나 내구성 향상을 위한 고강도 강판이 요구되고 있다. 특히 자동차 구조용 강재로 주로 프론트 범퍼와 사이드실에 쓰이는 것과 같은 부품을 만들기 위해서는 높은 항복강도와 인장강도가 중요하다. 이때 높은 강도를 갖는 강판을 만들기 위한 미세조직은 저온조직인 마르텐사이트, 베이나이트 정도로 구성되어야 하며, 해당 조직은 강재 내부에 잔존하거나 외부로부터 유입되는 수소에 의한 취성 파괴가 발생하기 쉽다. 이를 수소취성이라 일컬으며, 수소취성의 특징은 일반적으로 파단이 발생하는 강도보다 낮은 강도에서 파괴가 나타나고 강도가 증가할수록 민감해 진다. 또한 아주 작은 응력에서도 수소취성에 의해 재료가 파괴될 수 있으므로 이러한 문제점을 보완할 수 있는 방안이 모색되고 있다.
관련 선행문헌은 한국특허출원번호 제10-2018-0047388호가 있다.
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 굽힘성과 수소취성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 굽힘성과 수소취성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.23% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%, 망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 보론(B): 0.001% ~ 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 초고강도 냉연강판이며, 최종 미세조직은 부피분율이 90% 이상인 템퍼드 마르텐사이트를 포함하되, 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 석출물 간의 평균 이격거리는 300nm 이상이며, 상기 석출물의 평균 크기는 200nm 이하이고, 상기 최종 미세조직 내 20㎛2 면적을 기준으로 평균 크기가 40nm 이하인 석출물의 개수는 25개 이상인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판은 표층부에 상기 냉연강판의 모재 평균 경도의 85% 미만인 경도를 가지는 연질부 영역을 가지되, 상기 연질부 영역의 두께와 상기 모재의 두께의 비가 0.03 ~ 0.10일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판은 PAGS(Prior Austenite Grain Size)가 12㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판은 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.3% 또는 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.1%을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판은 [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] 의 값(단, 상기 [C], [V], [Cr], [Mo] 및 [Nb]는 탄소, 바나듐, 크롬, 몰리브덴 및 니오븀의 중량%값임)이 0.63보다 작을 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 항복강도(YP): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1500MPa 이상, 연신율(El): 7.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘성(R/t): 2.5 이하 및 수소취성 연신율 감소율: 35% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.23% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%, 망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 보론(B): 0.001% ~ 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 상기 열간강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제공하는 단계; 상기 냉연강판을 승온하는 단계; 상기 승온된 냉연강판을 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 재가열하여 템퍼링하는 단계;를 포함하되, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계 동안 소둔 온도는 상기 냉연강판을 냉각하기 전까지 일정한 온도를 유지하는 구간 없이 750℃ ~ 950℃의 온도범위 내에서 점진적으로 계속 상승하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 소둔 온도(T)가 시간(t)에 따른 하기 수학식 1의 관계를 만족할 수 있다.
[수학식 1] 소둔 온도(T) = A × t2 + B × t +C (단, 상기 A, B, C 는 -0.007 < A < -0.005, 2 < B < 3, 500 < C < 700 을 만족하는 상수)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판을 승온하는 단계는 승온속도가 3℃/초 이상이며, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 승온속도가 3℃/초 미만일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열간압연은 재가열온도(SRT): 1180℃ ~ 1300℃, 마무리압연온도(FDT): 800℃ ~ 950℃, 권취온도(CT): 500℃ ~ 700℃인 조건에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔된 냉연강판을 냉각하는 단계는 상기 소둔된 냉연강판을 3℃/초 ~ 15℃/초 범위의 냉각속도로 700 ~ 800℃의 온도까지 서랭 처리하는 단계; 상기 서랭 처리된 냉연강판을 80℃/초 ~ 150℃/초 범위의 냉각속도로 300℃ ~ 350℃의 온도까지 제1 급랭 처리하는 단계; 및 상기 제1 급랭 처리된 냉연강판을 30℃/초 ~ 90℃/초 범위의 냉각속도로 상온 ~ 300℃의 온도까지 제2 급랭 처리하는 단계; 를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉각된 냉연강판을 재가열하여 템퍼링하는 단계는 상기 제2 급랭 처리된 냉연강판을 재가열하여 150℃ ~ 350℃의 온도에서 30 ~ 300초동안 유지하는 템퍼링 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 굽힘성과 수소취성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법을 구현할 수 있다. 구체적으로, 소둔 유지 구간을 이차함수식에 따른 승온으로 대체하여 적절한 연질부(탈탄부) 영역을 얻어 목표하고자 하는 굽힘성(R/t) 2.5이하와 PAGS(Prior Austenite Grain Size)의 조대화를 막음으로써 수소 장입시 연신 감소율 35%이하를 만족하는 초고강도강판을 구현할 수 있다. 또한, 서냉 후 1차, 2차 급속 냉각을 통하여 냉각 중 템퍼링을 억제하고, 그 이후 템퍼링을 통하여 균질한 템퍼드 마르텐사이트를 구현할 수 있다. 또한, 1200MPa 이상의 항복과 1500MPa 이상의 인장강도 그리고 고항복비(70% 이상)를 갖는 초고강도 강판을 구현하며, 소둔 구간 내 유지 구간을 일부 승온으로 대체함으로써 공정 시간을 약 10% 이상 단축하여 생산성을 향상시킬 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 비교예 및 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법에서 냉간압연 후 소둔, 냉각 및 템퍼링 열처리 공정을 도시하는 시간-온도 그래프이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 대표적인 최종 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 미세조직에서 석출물을 관찰한 사진이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
이하에서는 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강판의 제조 방법에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이고, 도 2는 본 발명의 비교예 및 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법에서 냉간압연 후 소둔, 냉각 및 템퍼링 열처리 공정을 도시하는 시간-온도 그래프이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법은 강재를 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계(S10); 상기 열간강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제공하는 단계(S20); 상기 냉연강판을 승온하는 단계(S31); 상기 승온된 냉연강판을 소둔하는 단계(S32); 상기 소둔된 냉연강판을 냉각하는 단계(S40, S50, S60); 및 상기 냉각된 냉연강판을 재가열하여 템퍼링하는 단계(S70);를 포함한다.
열간압연 단계(S10)
본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.23% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%, 망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 보론(B): 0.001% ~ 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.23% ~ 0.40%
강의 강도를 확보하기 위하여 첨가하며, 마르텐사이트 조직에서 탄소함량이 증가할수록 강도가 증가한다. 탄소함량은 0.23% ~ 0.40% 인 것이 바람직하며 0.23% 미만으로 탄소가 적을 경우 목표강도를 얻기 어려우며, 0.40%를 초과할 경우 탄소당량(Ceq)이 증가하여 용접성에 불리하며 굽힘성, 수소취성 저항성에 불이익이 있을 수 있다.
실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%
실리콘은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 실리콘은 0.05% ~ 1.0%로 첨가되는 것이 바람직하며 0.05% 미만일 경우 그 효과가 매우 적으며, 1.0%를 초과하는 경우 제조 과정에서 Mn2SiO4등 산화물을 형성하기도 하고, 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 또한 탄화물의 석출이 지나치게 억제되어 본 발명의 효과에 벗어나는 결과를 가져올 수 있다.
망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%
망간은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도 향상에 기여한다. 망간은 0.5% ~ 3.0%로 첨가되는 것이 바람직하며 0.5% 미만일 경우 소입성이 충분하지 않아 강도 확보가 어려우며, 3.0%를 초과하는 경우 MnS 등 개재물의 형성이나 편석으로 인한 가공성 저하와 수소취성 저항성 저하가 발생하고 탄소 당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다.
바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%
바나듐은 강 내에서 탄화물(VC)의 형태로 석출되는 주요 원소이고, PAGS(Prior Austenite Grain Size)의 미세화 효과가 있고 항복강도 향상에 기여한다. 바나듐은 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 냉연강판에서 전체 중량의 0.01% ~ 0.12%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 바나듐의 함량이 0.01% 미만인 경우 석출물 효과를 기대하기 어려우며, 0.12%를 초과하는 경우 재질 저하 및 제조 원가 상승의 문제점이 나타나며, 조대한 탄출물의 형성에 따른 결정립 조대화의 문제점이 나타나며, 재결정 온도가 지나치게 올라가 불균일 조직을 유발하는 문제점이 나타난다.
알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%
알루미늄은 탈산제로 사용되고, 페라이트를 청정화 함에 있어서 도움이 될 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 탈산 효과가 부족할 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는, 슬라브 제조 시 AlN을 형성하여 주조 또는 열연 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 알루미늄의 함량을 강판 전체 중량의 0.01% ~ 0.3%로 첨가하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%
크롬은 페라이트 안정화 원소이며 강의 고용강화 및 소입성을 증가시키며, 탄화물을 미세화하여 강도 향상에 기여한다. 상기 크롬의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 용접성을 저해하며 강의 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 크롬은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%
티타늄은 석출물 형성원소로, TiN 및 TiC의 석출과 결정립 미세화 효과가 있다. 특히 TiN의 석출을 통해 강 내부의 질소 함량을 낮출 수 있고, 보론과 함께 첨가되었을 경우 BN의 석출을 방지할 수 있다. 티타늄은 0% 초과 ~ 0.1%로 첨가되는 것이 바람직하며, 0.1%를 초과하여 첨가될 경우 강의 제조원가를 증가시킨다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.02%
인은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 다량 함유 시 저온취성이 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.01%
황은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, FeS, MnS 등과 같은 비금속 개재물을 형성하여 굽힘성, 인성, 및 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.001% ~ 0.005%
보론은 소입성 원소로서 소둔 이후 냉각 과정에서 마르텐사이트의 형성에 크게 기여한다. 보론은 0.001% ~ 0.005% 첨가되는 것이 바람직하며 0.001% 미만일 경우 그 효과가 불충분하여 마르텐사이트를 확보하기 어렵고, 0.005%를 초과하여 첨가될 경우 강의 인성을 저하시킬 수 있다.
상기 초고강도 냉연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 변형된 실시예에 따른 초고강도 냉연강판은 상술한 합금원소 외에 다음과 같은 조성범위를 가지는 원소들 중 적어도 어느 하나 이상을 추가적으로 더 포함할 수도 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.3%
몰리브덴은 수소취성 저항성을 향상시키는 역할을 하며 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여한다. 상기 몰리브덴의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는, 강의 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 몰리브덴은 강판 전체 중량의 0.01% ~ 0.3%로 첨가하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.1%
니오븀은 PAGS(Prior Austenite Grain Size)의 미세화 효과가 있으며, NbC의 형태로 석출물을 형성하여 항복강도 향상에 기여한다. 즉, 석출물 형성 원소로, 석출과 결정립 미세화를 통하여 강의 인성과 강도를 향상시킨다. 니오븀은 0.01% ~ 0.1%로 첨가되는 것이 바람직하며, 0.1%를 초과하여 첨가될 경우 열간압연 중 페라이트 변태 지연효과로 저온변태 조직이 발생하여 충격성능 저하에 악영향을 끼칠 수 있으며, 강의 제조원가를 증가시킨다.
상술한 조성범위를 가지는 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판은 다음과 같은 관계식1을 만족할 수 있다.
관계식1: [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] < 0.63
여기에서, 상기 [C], [V], [Cr], [Mo] 및 [Nb]는 탄소, 바나듐, 크롬, 몰리브덴 및 니오븀의 중량%값이다. 상기 관계식1을 만족하지 않는 경우 석출물이 조대화하여 수소취성이 증가하는 문제점이 발생한다.
한편, 상술한 조성을 가지는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제공한다. 상기 열간압연은 재가열온도(SRT): 1180℃ ~ 1300℃, 마무리압연온도(FDT): 800℃ ~ 950℃, 권취온도(CT): 500℃ ~ 700℃인 조건에서 수행될 수 있다.
상술한 합금 성분 및 나머지 철과 불가피한 불순물이 포함된 슬라브를 1180℃ ~ 1300℃의 온도로 재가열한다. 슬라브는 제강 공정을 통해 얻은 용강을 연속주조하여 반제품 형태로 제조한다. 슬라브를 재가열함으로써 주조 공정에서 발생한 성분 편석을 균질화하고, 열간압연할 수 있는 상태로 만든다. 슬라브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)가 1180℃ 미만이면, 슬라브의 편석이 충분히 재고용 되지 못하는 문제가 있고, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 크기가 증가하며, 온도 상승에 따른 공정 비용이 상승할 수 있다. 슬라브의 재가열은 1 ~ 4시간 동안 진행 될 수 있다. 재가열 시간이 1시간 미만일 경우 편석의 균질화도가 부족하고, 4시간을 초과하는 경우 오스테나이트 결정립 크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다.
상기 재가열된 슬라브를 열간압연한다. 열간압연은 800℃ ~ 900℃의 마무리 압연온도(Finish Delivery Temperature, FDT)로 열간압연 한다. 마무리 압연온도가 800℃보다 낮아지면 압연부하가 급격히 증가하여 생산성이 저하되고, 900℃를 초과하는 경우 결정립의 크기가 증가하여 강도가 감소할 수 있다. 열간압연 후에 500℃ ~ 700℃의 온도로 냉각한 후 권취한다. 권취온도가 500℃ 미만이면 강도가 증가하여 냉간압연시 압연부하가 증가하고, 700℃를 초과하는 경우 표면 산화 등으로 후 공정에서 불량을 일으킬 수 있다.
냉간압연 단계(S20)
상기 열연강판을 산세하여 표면 스케일층을 제거하고, 냉간압연을 실시한다. 산세 이후에도 남아있는 표면 스케일층을 제거하기 위해 밀링 가공을 진행한다. 균일한 표면 스케일층 또는 표면 스케일층을 완전히 제거하기 위해 밀링 가공은 초기 두께 대비 0.3 ~ 1mm 진행한다. 밀링 가공 두께가 0.3mm 미만일 경우 열간압연시 발생한 표면 스케일층이 남아있을 수 있고 이후 열처리 시 균일한 탈탄층 제어에 어려울 수 있다. 1mm 초과하여 밀링할 경우 그만큼 폐기되는 부분이 증가함에 따라 회수율이 떨어져 공정비용이 상승할 수 있다. 냉간압연 시 두께 압하율은 대략 40% ~ 70%이다.
냉연 열처리(S31 ~ S70)
도 1 및 도 2를 참조하면, 상기 냉연강판을 승온하는 단계(S31); 상기 승온된 냉연강판을 소둔하는 단계(S32); 상기 소둔된 냉연강판을 냉각하는 단계(S40, S50, S60); 및 상기 냉각된 냉연강판을 재가열하여 템퍼링하는 단계(S70);를 순차로 수행한다.
상기 냉연강판을 승온하는 단계(S31)는 승온속도가 3℃/초 이상일 수 있다. 승온하는 단계(S31)에서 상기 냉연강판은 A3 내지 A3+30℃의 온도까지 도달될 수 있다. 승온하는 단계(S31)에서 승온속도가 3℃/s 미만인 경우 목표 소둔온도 도달까지 장시간이 소요되므로 생산 효율성이 떨어지고 결정립의 크기가 커질 수 있다.
승온된 냉연강판을 소둔하는 단계(S32) 동안 소둔온도는 상기 냉연강판을 냉각하는 단계(S40)를 수행하기 전까지 일정한 온도를 유지하는 구간 없이 750℃ ~ 950℃의 온도범위(△T) 내에서 점진적으로 계속 상승하는 것을 특징으로 한다.
상기 냉연강판을 소둔하는 단계(S32)는 소둔 온도(T)가 시간(t)에 따른 하기 수학식 1의 관계를 만족하는 것을 특징으로 한다.
<수학식 1>
소둔 온도(T) = A × t2 + B × t +C (단, 상기 A, B, C 는 -0.007 < A < -0.005, 2 < B < 3, 500 < C < 700 을 만족하는 상수)
소둔 온도는 최종 조직인 템퍼드 마르텐사이트를 만들기 위해 오스테나이트 단상을 만들어야 하며, A3 이상으로 올려야 한다. 본 발명에서는 강종에 따라 소둔온도는 변동될 수 있으며 대부분 750℃ ~ 950℃를 만족한다. 본 발명에서는 일반적인 소둔 열처리 구간에서 유지 구간을 없애고 상기 수학식1에 따른 승온으로 대체함으로써 다음과 같은 장점을 얻을 수 있다.
저온에서 유지 시 적절한 연질(탈탄) 정도를 얻지 못할 수 있는 불이익과 고온에서 유지 시 발생할 수 있는 PAGS(Prior Austenite Grain Size)의 조대화에 따른 수소취성 악영향을 제거하고 총 소둔 구간의 열처리 시간을 약 10% 감소하여 생산성을 향상시킬 수 있다.
계속하여, 상기 소둔된 냉연강판을 서랭하는 단계(S40)를 수행한다. 소둔 이후 3~15℃/초 냉속으로 냉각하는 구간이다. 예를 들어, 상기 소둔된 냉연강판을 3℃/초 ~ 15℃/초 범위의 냉각속도로 700 ~ 800℃의 온도까지 서랭 처리한다. 이때 서냉 종료 온도 즉, 급냉 시작 온도가 700℃ 이하로 내려가게 되면 페라이트 변태가 발생하여 강도 저하를 야기시켜 목표하는 강도에 미치지 못할 수 있다.
서랭된 냉연강판을 제1 급랭 처리하는 단계(S50)를 수행한다. 예를 들어, 상기 서랭 처리된 냉연강판을 80℃/초 ~ 150℃/초 범위의 냉각속도로 300℃ ~ 350℃의 온도까지 제1 급랭 처리할 수 있다. 제1 급랭 구간은 서랭 종료 온도 ~ Ms 변태점 이하의 온도 구간이며, 이 구간에서 빠른 냉각을 통한 페라이트, 베이나이트 변태를 억제하는 것이 중요하다. 본 실시예의 합금계에서 이를 억제하기 위한 냉속은 약 80℃/초 이상이며, 80℃/초보다 느릴 경우 페라이트, 베이나이트 변태로 인한 강도 저하가 발생할 수 있다.
계속하여, 제1 급랭 처리된 냉연강판을 제2 급랭 처리하는 단계(S60)를 수행한다. 예를 들어, 상기 제1 급랭 처리된 냉연강판을 30℃/초 ~ 90℃/초 범위의 냉각속도로 상온 ~ 300℃의 온도까지 제2 급랭 처리할 수 있다. 제2 급랭 구간은 Ms 변태점 ~ 상온까지의 온도구간이며, 이 구간에서는 마르텐사이트 변태가 일어난다. 본 실시예의 합금계에서 Ms 온도는 350℃ 전후로 마르텐사이트 변태 시작 시점은 300℃ ~ 400℃이다. 이 온도 구간에서 장시간 유지될 경우 템퍼링이 발생하여 탄화물의 크기가 큰 템퍼드 마르텐사이트 조직이 발생하고 템퍼드 마르텐사이트의 연화로 강도 저하가 발생할 수 있다. 본 실시예에서는 이 템퍼링을 방지하기 위해 2차 냉각 구간에서 30℃/초 이상의 냉각속도가 필요하다. 단, 제1 급랭 및 제2 급랭 구간의 평균 냉속이 70℃/초 이상일 경우 급랭 구간을 구분할 필요 없이 냉각하여도 무관하다.
상기 냉각된 냉연강판을 재가열하여 템퍼링하는 단계(S70)를 수행한다. 예를 들어, 상기 제2 급랭 처리된 냉연강판을 재가열하여 150℃ ~ 350℃의 온도에서 30 ~ 300초동안 유지하는 템퍼링 단계를 수행할 수 있다. 템퍼링 단계에서는 생성된 마르텐사이트가 템퍼드 마르텐사이트로 변화되는 구간이다. 150℃ 미만의 온도로 템퍼링할 경우 템퍼링 효과를 보기에 너무 낮으며, 300℃ 초과하여 템퍼링할 경우 탄화물의 크기가 조대화되어 강도 저하가 발생할 수 있다. 템퍼링 유지 시간은 템퍼링 온도 대비 그 영향이 적지만 30초 미만일 경우 안정적인 템퍼링 효과를 얻기 어려우며, 5분을 초과할 경우 열처리 효율 감소 및 탄화물 크기가 커지며 강도 저하가 발생할 수 있으므로 5분 이하로 제한한다.
상술한 단계들을 수행하여 구현된 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.23% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%, 망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 보론(B): 0.001% ~ 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 초고강도 냉연강판이다.
최종 미세조직은 부피분율이 90% 이상인 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 잔부는 마르텐사이트와 베이나이트일 수 있다. 일 예의 최종 미세조직에서 템퍼드 마르텐사이트의 부피분율이 100%일 수 있다. 다른 예의 최종 미세조직에서 템퍼드 마르텐사이트의 부피분율은 90%이며, 마르텐사이트와 베이나이트의 부피분율이 10%일 수 있다.
상기 템퍼드 마르텐사이트 내 석출물 간의 평균 이격거리는 300nm 이상이며, 상기 석출물의 평균 크기는 200nm 이하이고, 상기 최종 미세조직 내 20㎛2 면적을 기준으로 평균 크기가 40nm 이하인 석출물의 개수는 25개 이상인 것을 특징으로 한다. 본 실시예의 초고강도 냉연강판 기지 내 템퍼드 마르텐사이트의 분율을 A라 하고, 석출물이 차지하는 분율을 B라 할 때 B/A < 0.01 인 관계식을 만족한다.
상술한 단계들을 수행하여 구현된 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판은 PAGS(Prior Austenite Grain Size)가 12㎛ 이하일 수 있다. 이보다 조대할 경우 결정립 미세화에 의한 수소취성 특성 개선 효과를 확인하기 어렵다.
본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판에서는 목표 인장 물성과 수소취성 특성을 만족시키기 위해, PAGS는 작고 석출물의 크기가 미세한 템퍼드 마르텐사이트(90% 이상)와 마르텐사이트와 베이나이트(잔부) 조직으로 구성된다.
상술한 단계들을 수행하여 구현된 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판은 표층부에 상기 냉연강판의 모재 평균 경도의 85% 미만인 경도를 가지는 연질부 영역을 가지되, 상기 연질부 영역의 두께와 상기 모재의 두께의 비가 0.03 ~ 0.10일 수 있다. 강판의 경도는 판 두께 단면을 표면에서 중심부로 30㎛ 간격으로 하중 50g의 비커스 시험기로 측정하였고, 모재의 경도를 HvM, 연질부(탈탄부) 영역의 경도를 HvS라 할 때 HvM /HvS < 0.85의 관계를 만족하는 강판의 연질부 영역을 확인하였다.
즉 강판 표층의 연질부 영역은 0.85× HvM 미만을 갖는 영역이며, HvM /HvS 가 0.85를 초과할 경우 표층과 모재의 경도 차이가 적음으로 굽힘성 특성에 대해 개선 효과를 갖기 어렵기 때문에 0.85 미만으로 한다. 강판 모재의 경도는 판 두께 1/4부의 영역에서 5점 측정 평균을 사용하였다. 본 발명에서 모재의 두께를 tm, 연질부(탈탄부) 영역의 두께를 ts라 할 때 0.03 < ts/ tm < 0.1의 관계를 만족한다. 연질부 영역의 두께가 0.03 내로 너무 얇을 경우 굽힘성 개선 효과를 얻기 어려우며, 0.1을 초과할 경우 목표하고자 하는 물성을 확보하기 어렵다
상술한 단계들을 수행하여 구현된 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판은, 항복강도(YP): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1500MPa 이상, 연신율(El): 7.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘성(R/t): 2.5 이하 및 수소취성 연신율 감소율: 35% 이하의 물성을 가짐을 확인하였다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
표 1은 본 발명의 실험예에 따른 강재의 조성(단위: 중량%, 잔부는 철)을 나타낸 것이다.
표 1을 참조하면, 실시예1에 따른 강재의 조성은 중량%로, 탄소(C): 0.23% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%, 망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 보론(B): 0.001% ~ 0.005% 및 잔부는 철(Fe)의 조성범위를 만족한다. 다만, 비교예1 및 비교예2에서는 실시예1과 비교예3 및 비교예4와 달리 탄소의 함량이 상대적으로 낮다. 한편, 비교예1 내지 비교예4에서는 실시예1과 달리 바나듐을 함유하지 않았다.
한편, 실시예1에서는 [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] 의 값(단, 상기 [C], [V], [Cr], [Mo] 및 [Nb]는 탄소, 바나듐, 크롬, 몰리브덴 및 니오븀의 중량%값임)이 0.63보다 작으나, 비교예3 및 비교예4는 [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] 의 값이 0.63을 초과함을 확인할 수 있다(비교예3: 0.686, 비교예4: 0.631).
본 발명의 실험예에서 비교예1 내지 비교예4와 실시예1은 상술한 열간압연(S10), 냉간압연(S20), 냉연 후 열처리(S40, S50, S60) 공정 범위 내에서 동일한 조건을 적용하였다. 다만, 비교예1과 비교예2의 소둔 열처리(S32) 공정은 도 2에 도시된 ① 공정에 해당하며, 비교예3, 비교예4 및 실시예1의 소둔 열처리(S32) 공정은 도 2에 도시된 ② 공정에 해당한다.
C Si Mn P S V Al Cr Mo Nb Ti B
비교예 1 0.233 0.182 1.18 0.02 0.0011 0 0.014 0 0 0.019 0.038 0.0014
비교예 2 0.23 0.203 0.81 0.014 0.0021 0 0.024 0 0.05 0 0.043 0.0025
비교예 3 0.296 0.393 1.015 0.01 0.0009 0 0.024 0.29 0.1 0 0.04 0.002
비교예 4 0.301 0.391 1.02 0.01 0.0011 0 0.014 0.3 0 0.03 0.04 0.002
실시예 1 0.286 0.39 1.014 0.01 0.0008 0.03 0.021 0.3 0 0 0.04 0.002
표 2 및 표 3은 본 발명의 실험예에 따른 강재의 물성 평가 결과를 나타낸 것이다. 표 3에서 수소취성 연신율 감소율(%)은 수소 5mA 1hr 주입 조건 하에서 측정하였다.
YS (MPa) TS (MPa) T.EL (%) YR(%) R/t
비교예 1 1290 1571 6.1 82.1 0.7
비교예 2 1285 1543 5.8 83.3 0.5
비교예 3 1324 1749 7.2 75.7 2.2
비교예 4 1339 1745 7.8 76.7 2.0
실시예 1 1290 1726 8.3 74.8 2.0
Hvs/Hvm ts/tm 석출물
평균거리
(nm)		 석출물
40nm이하 개수
(20㎛2 기준)		 수소취성
연신율
감소율(%)		 PAGS
(㎛)
비교예 1 0.63~0.81 0.075 320.6 20 79 13.5
비교예 2 0.61~0.79 0.078 365.3 19 68 13.2
비교예 3 0.74~0.83 0.049 386.8 16 72 7.40
비교예 4 0.72~0.80 0.050 313.2 17 84 9.69
실시예 1 0.72~0.82 0.052 499.1 54 27 8.87
표 2 및 표 3을 참조하면, 비교예1 및 비교예2의 경우 실시예1의 합금량 대비 탄소(C)의 함량이 낮아 물성 자체가 낮다. 이 외 주요 특징으로는 소둔 구간 중 도 2에 도시된 ② 공정을 적용하지 않고 도 2에 도시된 ① 공정과 같이 일반적인 열처리를 진행했다. 그 결과 연질부 경도 차가 크고 연질부가 차지하는 두께가 큰 만큼 굽힘성은 좋으나 일반적일 유지 열처리를 함으로써 공정 시간이 증가했고 상대적 고온에서 유지함에 따라 PAGS(Prior Austenite Grain Size)가 증가하며 수소취성 연신율 감소율이 컸다.비교예3, 비교예4는 비교예1, 비교예2 대비 Nb와 Mo의 함량 증가로 PAGS(Prior Austenite Grain Size)가 작아졌다. PAGS(Prior Austenite Grain Size)가 작아졌음에도 수소취성이 개선되지 않은 이유는 다음과 같다. 석출물은 일반적으로 Mo, Nb, V, Ti 등에 의해 석출되나 해당 원소의 함량이 많을수록 용해되지 않는다. 비교예3 및 비교예4는 [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] 의 값이 0.63을 초과함을 확인할 수 있다(비교예3: 0.686, 비교예4: 0.631). 즉, 재가열 시 고용되지 않는 카바이드가 증가함에 따라 조대한 석출물이 석출되게 된다. 석출물이 조대됨에 따라 평균 거리가 짧아지고 석출물 개수가 줄어들어 수소취성 개선에 크게 기여하지 못한다.
반면 실시예1의 경우 비교적 균일한 크기의 미세 석출물이 고르게 분포되어 있고 본 발명에서 제시하고자 하는 조건(항복강도(YP): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1500MPa 이상, 연신율(El): 7.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘성(R/t): 2.5 이하)을 만족하고 수소취성이 크게 개선(수소취성 연신율 감소율: 35% 이하)된 것을 확인할 수 있다.
도 3은 본 발명의 실시예1에 따른 초고강도 냉연강판의 대표적인 최종 미세조직을 촬영한 사진이고, 도 4는 본 발명의 실시예1에 따른 초고강도 냉연강판의 미세조직에서 석출물을 관찰한 사진이다.
도 3 및 도 4를 참조하면, 본 발명의 실시예1에 따른 초고강도 냉연강판은 최종 미세조직은 부피분율이 90% 이상인 템퍼드 마르텐사이트를 포함하되, 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 석출물 간의 평균 이격거리는 300nm 이상이며, 상기 석출물의 평균 크기는 200nm 이하이고, 상기 최종 미세조직 내 20㎛2 면적을 기준으로 평균 크기가 40nm 이하인 석출물의 개수는 25개 이상임을 확인할 수 있다.
지금까지 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 설명하였다. 본 발명의 실시예의 경우 비교예들과 유사하게 마르텐사이트를 이용한 초고강도강을 제조하는 방법이지만 다음과 같은 차이점 및 장점은 가진다.
소둔 유지 구간을 이차함수식에 따른 승온으로 대체하여 적절한 연질부(탈탄부) 영역을 얻어 목표하고자 하는 굽힘성(R/t) 2.5이하와 PAGS(Prior Austenite Grain Size)의 조대화를 막음으로써 수소 장입시 연신 감소율 35%이하를 만족하는 초고강도강판을 구현할 수 있다. 또한, 서냉 후 1차, 2차 급속 냉각을 통하여 냉각 중 템퍼링을 억제하고, 그 이후 템퍼링을 통하여 균질한 템퍼드 마르텐사이트를 구현할 수 있다. 또한, 1200MPa 이상의 항복과 1500MPa 이상의 인장강도 그리고 고항복비(70% 이상)를 갖는 초고강도 강판을 구현하며, 소둔 구간 내 유지 구간을 일부 승온으로 대체함으로써 공정 시간을 약 10% 이상 단축하여 생산성을 향상시킬 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.23% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%, 망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 보론(B): 0.001% ~ 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 초고강도 냉연강판이며,
    최종 미세조직은 부피분율이 90% 이상인 템퍼드 마르텐사이트를 포함하되, 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 석출물 간의 평균 이격거리는 300nm 이상이며, 상기 석출물의 평균 크기는 200nm 이하이고, 상기 최종 미세조직 내 20㎛2 면적을 기준으로 평균 크기가 40nm 이하인 석출물의 개수는 25개 이상인 것을 특징으로 하는,
    초고강도 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉연강판은 표층부에 상기 냉연강판의 모재 평균 경도의 85% 미만인 경도를 가지는 연질부 영역을 가지되, 상기 연질부 영역의 두께와 상기 모재의 두께의 비가 0.03 ~ 0.10 인 것을 특징으로 하는,
    초고강도 냉연강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉연강판은 PAGS(Prior Austenite Grain Size)가 12㎛ 이하인 것을 특징으로 하는,
    초고강도 냉연강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.01% ~ 0.3% 또는 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.1%을 더 포함하는,
    초고강도 냉연강판.
  5. 제 1 항 또는 제 4 항에 있어서,
    상기 냉연강판은 [C] + [V] + [Cr] + [Mo] + [Nb] 의 값(단, 상기 [C], [V], [Cr], [Mo] 및 [Nb]는 탄소, 바나듐, 크롬, 몰리브덴 및 니오븀의 중량%값임)이 0.63보다 작은 것을 특징으로 하는,
    초고강도 냉연강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    항복강도(YP): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1500MPa 이상, 연신율(El): 7.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘성(R/t): 2.5 이하 및 수소취성 연신율 감소율: 35% 이하인,
    초고강도 냉연강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.23% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 0.05% ~ 1.0%, 망간(Mn): 0.5% ~ 3.0%, 바나듐(V): 0.01% ~ 0.12%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.3%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 0.5%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 보론(B): 0.001% ~ 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 상기 열간강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제공하는 단계; 상기 냉연강판을 승온하는 단계; 상기 승온된 냉연강판을 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 재가열하여 템퍼링하는 단계;를 포함하되,
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계 동안 소둔 온도는 상기 냉연강판을 냉각하기 전까지 일정한 온도를 유지하는 구간 없이 750℃ ~ 950℃의 온도범위 내에서 점진적으로 계속 상승하는 것을 특징으로 하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 소둔 온도(T)가 시간(t)에 따른 하기 수학식 1의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
    [수학식 1]
    소둔 온도(T) = A × t2 + B × t +C (단, 상기 A, B, C 는 -0.007 < A < -0.005, 2 < B < 3, 500 < C < 700 을 만족하는 상수)
  9. 제 7 항에 있어서,
    상기 냉연강판을 승온하는 단계는 승온속도가 3℃/초 이상이며,
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 승온속도가 3℃/초 미만인 것을 특징으로 하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 7 항에 있어서,
    상기 열간압연은 재가열온도(SRT): 1180℃ ~ 1300℃, 마무리압연온도(FDT): 800℃ ~ 950℃, 권취온도(CT): 500℃ ~ 700℃인 조건에서 수행되는 것을 특징으로 하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 7 항에 있어서,
    상기 소둔된 냉연강판을 냉각하는 단계는
    상기 소둔된 냉연강판을 3℃/초 ~ 15℃/초 범위의 냉각속도로 700 ~ 800℃의 온도까지 서랭 처리하는 단계;
    상기 서랭 처리된 냉연강판을 80℃/초 ~ 150℃/초 범위의 냉각속도로 300℃ ~ 350℃의 온도까지 제1 급랭 처리하는 단계; 및
    상기 제1 급랭 처리된 냉연강판을 30℃/초 ~ 90℃/초 범위의 냉각속도로 상온 ~ 300℃의 온도까지 제2 급랭 처리하는 단계; 를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 냉각된 냉연강판을 재가열하여 템퍼링하는 단계는 상기 제2 급랭 처리된 냉연강판을 재가열하여 150℃ ~ 350℃의 온도에서 30 ~ 300초동안 유지하는 템퍼링 단계를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN120006159B (zh) * 2025-02-19 2025-09-05 东莞市华研新材料科技有限公司 一种耐高温金属材料

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20090122346A (ko) * 2007-02-23 2009-11-27 코루스 스타알 베.뷔. 냉간압연 및 연속어닐링 고강도 강 스트립, 및 그 제조방법
JP2010037652A (ja) * 2008-07-11 2010-02-18 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
WO2014019964A1 (en) * 2012-07-30 2014-02-06 Tata Steel Nederland Technology Bv A method for producing a high strength strip steel with a good deep drawability and a high strength steel produced thereby
KR20180047388A (ko) 2016-10-31 2018-05-10 한전케이디엔주식회사 선로 상태 판단 장치
KR20200118445A (ko) * 2018-02-07 2020-10-15 타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔. 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법
KR102403767B1 (ko) * 2020-11-25 2022-05-30 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5402191B2 (ja) * 2009-04-15 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4977879B2 (ja) * 2010-02-26 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
KR101987570B1 (ko) * 2015-03-25 2019-06-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP7134106B2 (ja) * 2018-03-26 2022-09-09 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板
CN112930411B (zh) * 2018-10-18 2022-08-30 杰富意钢铁株式会社 高屈服比高强度电镀锌系钢板及其制造方法
EP3950994B1 (en) * 2019-03-28 2024-01-24 Nippon Steel Corporation High strength steel sheet
US12286682B2 (en) * 2019-04-30 2025-04-29 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel product and a process to produce a high strength steel product
KR102402238B1 (ko) * 2020-08-07 2022-05-26 주식회사 포스코 수소 취화 저항성 및 충격 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
CN112126860B (zh) * 2020-09-25 2022-03-04 重庆科技学院 一种冷成形超高强度低合金马氏体钢
KR102865563B1 (ko) * 2020-12-25 2025-09-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20090122346A (ko) * 2007-02-23 2009-11-27 코루스 스타알 베.뷔. 냉간압연 및 연속어닐링 고강도 강 스트립, 및 그 제조방법
JP2010037652A (ja) * 2008-07-11 2010-02-18 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
WO2014019964A1 (en) * 2012-07-30 2014-02-06 Tata Steel Nederland Technology Bv A method for producing a high strength strip steel with a good deep drawability and a high strength steel produced thereby
KR20180047388A (ko) 2016-10-31 2018-05-10 한전케이디엔주식회사 선로 상태 판단 장치
KR20200118445A (ko) * 2018-02-07 2020-10-15 타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔. 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법
KR102403767B1 (ko) * 2020-11-25 2022-05-30 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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