WO2024128659A1 - 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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이재훈
한성호
최용훈
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    • C21D2211/005—Ferrite
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    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a manufacturing method thereof, and more specifically, to a high-strength steel sheet having excellent formability and a high yield ratio and a manufacturing method thereof.
  • Methods for increasing yield strength include solid solution strengthening and precipitation strengthening.
  • Solid solution strengthened steel is one whose yield strength is increased by dissolving solid solution strengthening elements (Mn, Si, Cr, etc.) on ferrite, which has excellent formability.
  • Mn, Si, Cr, etc. are elements that easily form oxides 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 low-temperature transformation phase (bainite or martensite), and the low-temperature transformation phase has the characteristic of lowering the yield strength. Therefore, solid solution strengthening steel with a large amount of Mn, Si, and Cr added is not an appropriate method to increase the yield ratio of high-strength steel with a tensile strength of 610 MPa or more.
  • precipitation strengthened steel using Nb, Ti, V, etc. improves yield strength by precipitating fine carbides in ferrite.
  • Precipitation strengthened steel increases the yield ratio without deteriorating workability, so it is a strengthening mechanism suitable for high-strength steel sheets with a tensile strength of 610 MPa or more with excellent collision performance and workability.
  • a method using the introduction of unrecrystallized ferrite and the addition of Ti or Nb is disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2.
  • Precipitation strengthening and unrecrystallized ferrite using Ti or Nb are effective in increasing yield strength without significantly increasing tensile strength by directly strengthening ferrite.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 did not have an appropriate unrecrystallized ferrite fraction, so it did not have excellent formability and a high yield ratio at the same time.
  • Patent Document 3 included an appropriate level of unrecrystallized ferrite area fraction, but the balance of tensile strength, elongation, hole expandability, and yield ratio was not appropriate.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 2009-114523
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2017-002333
  • Patent Document 3 Japanese Patent Publication No. 2017-002332
  • the object is to provide a high-strength steel plate with excellent formability and a high yield ratio and a method of manufacturing the same.
  • C 0.04-0.25%
  • Si 0-0.7%
  • Mn 0.46-1.8%
  • Al 0-0.7%
  • P 0.05% or less
  • S 0.03%
  • N 0.03% or less, including the balance Fe and other inevitable impurities, and 0.22% or less of at least one selected from Ti, Nb, and V,
  • the microstructure is expressed in area% and includes 80-99% recrystallized ferrite and 1-20% cementite;
  • a steel sheet can be provided where the product of the square of the tensile strength (TS) and the square root of the elongation (El) (TS 2 ⁇ ⁇ EL) is 1.8 to 2.3 ⁇ 10 6 MPa 2 % 0.5 .
  • the steel sheet has, in weight percent, Cr: 0.8% or less, Mo: 0.8% or less, Cu: 0.8% or less, Ni: 0.8% or less, B: 0.005% or less, Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, Y Excluding REM: 0.05% or less, W: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, Sb: 0.5% or less, Sn: 0.5% or less, Y: 0.2% or less, Hf: 0.2% or less. It may further include.
  • It may contain 0.01 to 0.22% of one or more types selected from Ti, Nb, and V.
  • the steel plate may have a tensile strength (TS) of 610 MPa or more and a yield ratio (YR) of 0.8 to 0.95.
  • C 0.04-0.25%
  • Si 0-0.7%
  • Mn 0.46-1.8%
  • Al 0-0.7%
  • P 0.05% or less
  • S 0.03%
  • N 0.03% or less, including the balance Fe and other inevitable impurities, and 0.22% or less of at least one selected from Ti, Nb, and V,
  • the microstructure is expressed in area% and includes 80-99% recrystallized ferrite and 1-20% cementite;
  • the steel sheet has, in weight percent, Cr: 0.8% or less, Mo: 0.8% or less, Cu: 0.8% or less, Ni: 0.8% or less, B: 0.005% or less, Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, Y Excluding REM: 0.05% or less, W: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, Sb: 0.5% or less, Sn: 0.5% or less, Y: 0.2% or less, Hf: 0.2% or less. It may further include.
  • It may contain 0.01 to 0.22% of one or more types selected from Ti, Nb, and V.
  • the steel plate may have a tensile strength (TS) of 610 MPa or more and a yield ratio (YR) of 0.8 to 0.95.
  • C 0.04-0.25%
  • Si 0-0.7%
  • Mn 0.46-1.8%
  • Al 0-0.7%
  • P 0.05% or less
  • S 0.03%
  • N 0.03% or less, including the balance Fe and other inevitable impurities, and 0.22% or less of at least one selected from Ti, Nb, and V,
  • the microstructure is expressed in area% and includes 80-99% recrystallized ferrite and 1-20% cementite;
  • a steel sheet can be provided where the product of the square of the tensile strength (TS) and the square root of the elongation (El) (TS 2 ⁇ ⁇ EL) is 1.8 to 2.3 ⁇ 10 6 MPa 2 % 0.5 .
  • the steel sheet has, in weight percent, Cr: 0.8% or less, Mo: 0.8% or less, Cu: 0.8% or less, Ni: 0.8% or less, B: 0.005% or less, Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, Y Excluding REM: 0.05% or less, W: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, Sb: 0.5% or less, Sn: 0.5% or less, Y: 0.2% or less, Hf: 0.2% or less. It may further include.
  • It may contain 0.01 to 0.22% of one or more types selected from Ti, Nb, and V.
  • the steel plate has a tensile strength (TS) of 610 MPa or more, a yield ratio (YR) of 0.8 to 0.95, and the product of the square of the tensile strength (TS) and the square root of the hole expansion rate (HER) (TS 2 ⁇ ⁇ HER) It can be 2.5 ⁇ 3.8 ⁇ 10 6 MPa 2 % 0.5 .
  • C 0.04-0.25%
  • Si 0-0.7%
  • Mn 0.46-1.8%
  • Al 0-0.7%
  • P 0.05% or less
  • S 0.03 % or less
  • N 0.03% or less
  • the balance Fe and other inevitable impurities and reheating a steel slab containing 0.22% or less of at least one selected from Ti, Nb, and V;
  • a method of manufacturing a steel sheet including the step of thirdly cooling the secondary cooled and maintained steel sheet to a temperature range of 420 to 520°C at an average cooling rate of 2°C/s or more and then maintaining the steel sheet for 20 seconds or more.
  • the steel slab has, in weight percent, Cr: 0.8% or less, Mo: 0.8% or less, Cu: 0.8% or less, Ni: 0.8% or less, B: 0.005% or less, Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, REM excluding Y: 0.05% or less, W: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, Sb: 0.5% or less, Sn: 0.5% or less, Y: 0.2% or less, Hf: 0.2% or less It may include more than the above.
  • It may contain 0.01 to 0.22% of one or more types selected from Ti, Nb, and V.
  • the reheating step is performed at a temperature range of 1000 to 1350°C
  • the hot rolling step is performed at a finish rolling temperature of 800 to 1000°C,
  • the cold rolling step can be performed at a reduction ratio of 30% or more.
  • the hot rolling step After the hot rolling step, it can be cooled to the coiling temperature at an average cooling rate of 10°C/s or more.
  • the step of pickling the steel sheet may be further included.
  • the step of plating the steel sheet may be further included.
  • a steel plate and a manufacturing method thereof can be provided.
  • a high-strength steel plate with excellent formability and a high yield ratio and a method for manufacturing the same can be provided.
  • a high-strength steel sheet that can be used for various purposes, including automobile parts, and has excellent formability such as ductility and hole expandability, and a method of manufacturing the same can be provided.
  • the present inventor confirmed that it is possible to manufacture a high-strength steel sheet with excellent formability and a high yield ratio by optimizing the alloy composition and microstructure of the steel material, and came to complete the present invention.
  • the % indicating the content of each element is based on weight.
  • the steel sheet according to an embodiment of the present invention has, in weight percent, C: 0.04-0.25%, Si: 0-0.7%, Mn: 0.46-1.8%, Al: 0-0.7%, P: 0.05% or less, S : 0.03% or less, N: 0.03% or less, contains remaining Fe and other inevitable impurities, and may contain 0.22% or less of one or more types selected from Ti, Nb, and V.
  • Carbon (C) is an essential element for imparting strength to steel sheets by forming precipitates with Ti, Nb, or V in the ferrite phase. If the carbon (C) content is less than 0.04%, it may be difficult to secure the desired level of strength. According to one embodiment of the present invention, it may be included at 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.25%, it may be difficult to secure the weld strength of the weld zone. According to one embodiment, the upper limit of carbon (C) content may be limited to 0.24%.
  • Silicon (Si) is an element that has the effect of improving strength through solid solution strengthening, and is an element that strengthens ferrite, equalizes the structure, and improves machinability. Additionally, it is an element necessary for deoxidation during steelmaking. If the silicon (Si) content exceeds 0.7%, there is a risk of plating defects such as non-plating during the plating process and deterioration of the weldability of the steel sheet. According to one embodiment of the present invention, if necessary, silicon (Si) may be included in an amount of 0.68% or less to further improve weldability. Meanwhile, in order to strengthen the ferrite and uniformize the structure, the lower limit of the content may be limited to 0.01%.
  • Manganese (Mn) is a useful element for increasing both strength and ductility. If the manganese (Mn) content is less than 0.46%, it is difficult to secure the above-mentioned effect. According to one embodiment of the present invention, if necessary, 0.47% or more of manganese (Mn) may be included to further improve strength and ductility. On the other hand, if the content exceeds 1.8%, the formation of a low-temperature transformation phase of martensite or bainite in austenite is promoted, which may lower the yield ratio of the steel sheet. According to one embodiment, the upper limit of the content may be limited to 1.78% if necessary.
  • Aluminum (Al) is an element that deoxidizes by combining with oxygen in steel.
  • Si it is an element that strengthens ferrite, equalizes the structure, and improves machinability. If the aluminum (Al) content exceeds 0.7%, plating defect problems such as non-plating may occur during the plating process and the weldability of the steel sheet may be reduced.
  • the upper limit may be limited to 0.68% in order to more effectively secure plating and weldability. Meanwhile, in order to strengthen the ferrite and make the structure uniform, the lower limit of the content may be limited to 0.01%.
  • Phosphorus (P) is an element contained as an impurity in steel and deteriorates impact toughness. Therefore, the phosphorus (P) content can be controlled to 0.05% or less. However, considering the inevitable addition during the manufacturing process, 0% is excluded.
  • S Sulfur
  • S is an element that is contained as an impurity in steel and forms MnS in the steel sheet and deteriorates ductility. Therefore, it is desirable to control the sulfur (S) content to 0.03% or less. However, considering the inevitable addition during the manufacturing process, 0% is excluded.
  • Nitrogen (N) is an element that is contained as an impurity in steel and creates nitrides during continuous casting, causing cracks in the slab. Therefore, it is desirable to control the nitrogen (N) content to 0.03% or less. However, considering the inevitable addition during the manufacturing process, 0% is excluded.
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • V vanadium
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) are important elements that form precipitates in steel sheets. It can be contained to improve the strength and impact toughness of steel sheets. In one embodiment of the present invention, the sum of these contents may be 0.01% or more. If the content of one or more of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) exceeds 0.22%, unrecrystallized ferrite is excessively formed due to the formation of excessive precipitates, which not only causes excessive property effects but also increases manufacturing costs. It could be the cause. According to one embodiment of the present invention, it may be limited to 0.20% or less. According to one embodiment of the present invention, titanium (Ti) may be 0.01 to 0.15%, niobium (Nb) may be 0.01 to 0.12%, and vanadium (V) may be 0.01 to 0.12%.
  • the steel material of the present invention may contain remaining iron (Fe) and inevitable impurities in addition to the composition described above. Since unavoidable impurities may be unintentionally introduced during the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the field of steel manufacturing, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • the steel sheet according to an embodiment of the present invention has, in weight percent, Cr: 0.8% or less, Mo: 0.8% or less, Cu: 0.8% or less, Ni: 0.8% or less, B: 0.005% or less, Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, REM excluding Y: 0.05% or less, W: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, Sb: 0.5% or less, Sn: 0.5% or less, Y: 0.2% or less, Hf: 0.2% or less It may further include one or more types selected from the following.
  • Chromium (Cr) and molybdenum (Mo) are elements that suppress austenite decomposition during alloying treatment and, like Mn, stabilize austenite. If the content of chromium (Cr) or molybdenum (Mo) exceeds 0.8%, the low-temperature transformation phase of martensite or bainite may be promoted and the yield ratio of the steel sheet may decrease.
  • Copper (Cu) and nickel (Ni) are elements that stabilize austenite and inhibit corrosion.
  • the copper (Cu) and nickel (Ni) are concentrated on the surface of the steel sheet and prevent hydrogen from penetrating into the steel sheet, thereby suppressing delayed hydrogen destruction. If the content of copper (Cu) or nickel (Ni) exceeds 0.8%, it may not only cause excessive characteristic effects but also cause an increase in manufacturing costs.
  • Boron (B) is an element that improves hardenability, increases strength, and suppresses nucleation at grain boundaries. If the boron (B) content exceeds 0.005%, manufacturing costs may increase as well as excessive characteristic effects.
  • Rare earth elements refer to a total of 17 elements including scandium (Sc), yttrium (Y), and lanthanoid.
  • Rare earth elements (REM), excluding calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y), are elements that improve the ductility of steel sheets by spheroidizing sulfide. If the content of rare earth elements (REM) excluding calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) exceeds 0.05%, it may cause excessive characteristic effects as well as an increase in manufacturing costs.
  • Tungsten (W) and zirconium (Zr) are elements that increase the strength of steel sheets by improving hardenability. If the content of tungsten (W) or zirconium (Zr) exceeds 0.5%, it may cause excessive characteristic effects as well as an increase in manufacturing costs.
  • Antimony (Sb) and tin (Sn) are elements that improve plating wettability and plating adhesion of steel sheets. If the antimony (Sb) or tin (Sn) content exceeds 0.5%, the brittleness of the steel sheet increases and cracks may occur during hot working or cold working.
  • Yttrium (Y) and hafnium (Hf) are elements that improve the corrosion resistance of steel sheets. If the yttrium (Y) or hafnium (Hf) content exceeds 0.2%, there is a risk that the ductility of the steel sheet may deteriorate.
  • the % indicating the fraction of microstructure is based on area.
  • the microstructure of the steel sheet according to an embodiment of the present invention may include 80 to 99% of recrystallized ferrite and 1 to 20% of cementite in area percent.
  • the microstructure can be observed through a scanning electron microscope (SEM) after nital etching the steel. After nital etching, the structure without irregularities on the surface of the specimen can be determined to be ferrite, and the structure with a spherical or lamellar structure can be determined to be cementite.
  • SEM scanning electron microscope
  • the proposed ferrite may mean recrystallized ferrite, and in one embodiment of the present invention, it may contain 80 to 99% of recrystallized ferrite.
  • 80% or more of ferrite may be included to ensure appropriate strength and ductility.
  • the area fraction of ferrite exceeds 99%, there may be a problem of not securing the desired strength of the steel sheet.
  • Cementite may be included in an amount of 1% or more to ensure the strength of the steel sheet. On the other hand, if the area fraction exceeds 20%, there may be a problem of not securing the ductility and hole expandability of the steel plate.
  • the remainder may include unavoidable structures, for example, bainite and martensite, which are low-temperature transformation structures.
  • the steel sheet according to one embodiment of the present invention can be manufactured by reheating, hot rolling, coiling, heat treating, cold rolling, continuous annealing, and cooling a steel slab satisfying the above-described alloy composition.
  • Steel slabs satisfying the alloy composition of the present invention can be reheated to a temperature range of 1000 to 1350°C.
  • the reheating temperature is less than 1000°C, there is a risk that hot rolling may be performed in a temperature range below the finish rolling temperature proposed in the present invention. On the other hand, if the reheating temperature exceeds 1350°C, the steel may reach its melting point and melt.
  • the reheated steel slab can be hot rolled at a finish rolling temperature of 800 to 1000°C.
  • finish rolling temperature is less than 800°C, it may place a large burden on the hot rolling mill due to the high strength of the steel slab.
  • finish rolling temperature exceeds 1000°C, the crystal grains of the steel sheet become coarse after hot rolling, which may deteriorate the physical properties of the high-strength steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet can be wound in a temperature range of 25 to 300°C.
  • the cooling rate to the coiling temperature after hot rolling is not specifically limited, but in order to further refine the crystal grains of the steel sheet, cooling may be performed at an average cooling rate of 10°C/s or more.
  • the coiling temperature of the hot rolled steel sheet can be limited to 25 to 300°C.
  • the coiling temperature exceeds 300°C, the cold-rolled steel sheet is annealed in a continuous annealing line or a continuous hot-dip galvanizing line to achieve high strength with excellent balance of tensile strength, elongation, hole expandability, and yield ratio without unrecrystallized ferrite. It is difficult to manufacture steel plates.
  • the temperature is less than 25°C, there is a risk that the workability will be poor and the cold rolling properties will be poor.
  • Heat treatment can be performed by heating the coiled steel sheet to a temperature range of 650 to 800°C and maintaining it for 600 to 1,700 seconds.
  • the heat treatment temperature is less than 650°C or less than 600 seconds, it may not be easy to optimize precipitates in the heat-treated steel sheet.
  • heat treatment conditions exceed 800°C or exceed 1700 seconds, precipitation of the heat-treated steel sheet may not be easy.
  • the heat-treated steel sheet can be cold rolled at a reduction rate of 30% or more.
  • the conditions of the cold rolling process that determine the thickness of the final steel sheet are not specifically limited, but during cold rolling, the cumulative reduction rate may be preferably 30 to 90%. During cold rolling, if the cumulative reduction ratio exceeds 90%, it may be difficult to perform cold rolling in a short time due to the high strength of the steel sheet.
  • the step of pickling the steel sheet before cold rolling may be further included.
  • Pickling conditions are not particularly limited, and normal conditions can be applied.
  • the cold rolled steel sheet can be first heated to a temperature range of 720 to 880°C and maintained for more than 50 seconds, and then primary cooled to a temperature range of 600 to 760°C at an average cooling rate of 1°C/s or more.
  • the heating temperature is less than 720°C, there is a risk that unrecrystallized ferrite may be generated. On the other hand, when the heating temperature exceeds 880°C, the yield ratio of the steel sheet may be reduced.
  • the holding time after primary heating is less than 50 seconds, the heat treatment time may be insufficient, which may reduce the yield ratio and desired physical properties of the steel sheet.
  • the upper limit of the holding time can be limited to 200 seconds in consideration of the durability and limitations of production equipment and production speed.
  • the cementite fraction may exceed 20%, which may reduce the desired physical properties.
  • the cooling end temperature exceeds 760°C, the strength and ductility cannot be secured at the desired level.
  • the primarily cooled steel sheet can be secondarily cooled to a temperature range of 520 to 620°C at an average cooling rate of 2°C/s or more and maintained for more than 20 seconds.
  • the cooling end temperature is less than 520°C, there is a problem in that the yield ratio, tensile strength, and hole expandability of the steel sheet cannot be secured at the desired level due to the low heat treatment temperature.
  • the cooling end temperature exceeds 620°C, the cementite fraction exceeds 20%, which may reduce the strength and ductility of the steel sheet.
  • the upper limit of the holding time can be limited to 300 seconds in consideration of the durability and limitations of the production equipment and production speed.
  • the secondary cooled and maintained steel sheet can be thirdly cooled to a temperature range of 420 to 520°C at an average cooling rate of 2°C/s or more and then maintained for more than 20 seconds.
  • the cooling end temperature is less than 420°C, the desired steel sheet properties cannot be secured due to the low heat treatment temperature.
  • the cooling end temperature exceeds 520°C, the yield ratio, tensile strength, and hole expandability of the steel sheet may be reduced.
  • the upper limit of the holding time can be limited to 200 seconds in consideration of the durability and limitations of production equipment and production speed.
  • the thirdly cooled and maintained steel sheet can be cooled to room temperature.
  • the cooling conditions after the third cooling are not particularly limited, but air cooling may be performed as an example.
  • the steel sheet that has been tertiarily cooled and maintained can be cooled after plating.
  • a plated steel sheet can be manufactured by plating the steel sheet manufactured in the present invention.
  • hot-dip galvanizing, electro-galvanizing, and hot-dip galvanizing can be performed.
  • Plating conditions are not particularly limited, but plating can be performed under normal conditions that can be applied in the same technical field.
  • the steel sheet of the present invention manufactured in this way has a tensile strength (TS) of 610 MPa or more, a yield ratio (YR) of 0.8 to 0.95, and a product of the square of the tensile strength and the square root of the elongation (TS 2 ⁇ ⁇ EL) of 1.8 to 1.8. It is 2.3 ⁇ 10 6 MPa 2 % 0.5 , and the product of the square of the tensile strength and the square root of the hole expansion rate (TS 2 It is possible to secure excellent characteristics with a balanced yield ratio.
  • a steel slab with a thickness of 100 mm satisfying the composition shown in Table 1 below was manufactured, the steel slab was heated to 1200°C, and then hot rolled at a finish rolling temperature of 900°C.
  • the hot rolled steel sheet was cooled at an average cooling rate of 30°C/s and coiled at the coiling temperature shown in Table 2 to produce a 3 mm thick steel sheet.
  • it was heated and maintained according to the heat treatment conditions in Table 2.
  • the heat-treated steel sheet was pickled to remove surface scale and then cold rolled to a thickness of 1.5 mm.
  • Table 3 shows the observed and measured microstructure and physical properties of the manufactured steel sheet.
  • the microstructure of the steel sheet was observed through a scanning electron microscope (SEM) after nital etching of the cross section of the polished specimen. After nital etching, the structure without irregularities on the surface of the specimen was determined to be recrystallized ferrite, and the structure with a spherical or lamellar structure was determined to be cementite. In unrecrystallized ferrite containing many dislocations, a difference in crystal orientation occurs within the grains. Therefore, after measuring the crystal orientation of ferrite using FESEM-EBSD, unrecrystallized ferrite among ferrite was distinguished using the KAM (Kernel Average Misorientation) method.
  • KAM Kernel Average Misorientation
  • the physical properties of the steel plate were evaluated by tensile tests and hole expansion tests.
  • the tensile test is evaluated with test pieces collected in accordance with JIS 5 standards based on the 0° direction with respect to the rolling direction of the rolled sheet, and is calculated as the yield ratio (YR), the product of the square of the tensile strength and the square root of the elongation (TS 2 ⁇ ⁇ EL ) was calculated.
  • Yield ratio (YR) means yield strength (YS) divided by tensile strength (TS).
  • a cone punch with an apex angle of 60° was formed in a punching hole with a diameter of 10 mm (die inner diameter of 10.3 mm, clearance 12.5%) by pressing and expanding at 20 mm/min in the direction where the burr of the punching hole becomes outward. Accordingly, the hole expansion ratio (HER) was calculated according to the equation below. Through this, the product of the square of the tensile strength and the square root of the hole expansion rate (TS 2 ⁇ ⁇ HER) was calculated.
  • HER(%) ⁇ (D - D 0 )/D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D is the hole diameter (mm) when the crack penetrates the plate thickness
  • D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • Comparative Examples 3 and 4 are examples where the heat treatment temperature is outside the scope of the present invention.
  • precipitation was not easy because the heat treatment temperature was excessively high. As a result, it was difficult to secure the desired physical properties.
  • the heat treatment temperature was below the range of the present invention, so precipitation optimization was not easy, and the desired strength and ductility were not secured.
  • Comparative Examples 5 and 6 are cases where the heat treatment time is outside the scope of the present invention. In Comparative Examples 5 and 6, the heat treatment time was either excessively long or insufficient, and precipitation was not easy, so the physical properties desired in the present invention were not secured.
  • Comparative Examples 7 and 8 are cases where the primary heating and holding temperature are outside the temperature range proposed by the present invention.
  • the heating temperature was excessively high, so the area fraction of recrystallized ferrite was below the value proposed in the present invention, and as a result, the yield ratio was inferior.
  • Comparative Example 8 unrecrystallized ferrite was present due to the low heating temperature, and the desired strength and ductility were not secured.
  • Comparative Example 9 was a case in which the holding time after primary heating was insufficient, and non-recrystallized ferrite was formed. As a result, the desired strength and elongation were not secured.
  • Comparative Examples 10 and 11 are cases where the cooling end temperature was not satisfied during the first cooling proposed in the present invention. Comparative Example 10 had poor physical properties because it exceeded the cooling end temperature during the first cooling. In Comparative Example 11, during the first cooling, the cooling end temperature was excessively low and excessive cementite was formed, and as a result, the desired strength and elongation were not secured.
  • Comparative Examples 13 and 14 are cases where the cooling end temperature during secondary cooling is outside the range of the present invention. Comparative Example 13 failed to secure the desired physical properties because the cementite fraction exceeded the cooling end temperature during secondary cooling. In Comparative Example 14, the secondary cooling end temperature was low, so the yield ratio exceeded the desired range, and the strength and elongation were also inferior.
  • Comparative Example 15 failed to secure the desired physical properties because the retention time after secondary cooling was below the range suggested by the present invention.
  • Comparative Examples 16 and 17 are examples where the cooling end temperature during third cooling is outside the range of the present invention.
  • number 16 is a case where the cooling end temperature was excessively high during the third cooling, and non-recrystallized ferrite was formed.
  • the recrystallized ferrite fraction was insufficient, the yield ratio exceeded the suggested range, and the desired strength and ductility were also not secured.
  • Comparative Example 17 was a case in which the cooling end temperature was not reached during the third cooling, making it difficult to secure strength and ductility.
  • Comparative Examples 19 and 20 are cases where the carbon content is outside the range of the present invention. Comparative Example 19 was a case where the carbon content was insufficient, the yield ratio was insufficient, and the strength and elongation were decreased. In Comparative Example 20, the carbon content was excessive, and non-recrystallized ferrite was formed. As a result, the recrystallized ferrite fraction was insufficient and the desired physical properties were not secured.
  • Comparative Example 21 failed to secure the desired strength and elongation because the silicone content exceeded the range suggested by the present invention.
  • Comparative Examples 22 and 23 are examples where the manganese content is outside the scope of the present invention.
  • the desired strength and ductility were not secured due to insufficient manganese content, and in Comparative Example 23, unrecrystallized ferrite was formed due to excessive manganese content, exceeding the proposed level of physical properties.
  • Comparative Example 24 did not satisfy the physical properties proposed in the present invention because the aluminum content was excessive.

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Abstract

본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 성형성이 우수하고 높은 항복비를 가지는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

강판 및 그 제조방법
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 성형성이 우수하고 높은 항복비를 가지는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업은 탑승자의 안전성 확보와 자동차의 연비 향상에 크게 주목을 받고 있다. 이러한 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 증가시키는 방법으로는, 고용강화와 석출강화가 있다.
고용강화강은 성형성이 우수한 페라이트 상에 고용강화 원소(Mn, Si, Cr 등)를 고용시켜 항복강도를 증가시킨 것이다. 그러나, Si 또는 Cr은 연속 소둔라인 또는 연속용융아연 도금라인에서 강판 표면에 산화물을 형성하기 쉬운 원소이다. 또한, Mn은 저온변태상(베이나이트 또는 마르텐사이트)을 촉진시키는 원소로서, 저온변태상은 항복강도를 저하시키는 특징이 있다. 따라서, 다량의 Mn, Si, Cr을 첨가한 고용강화강은 인장강도 610MPa 이상의 고강도 강의 항복비를 높이는 방법으로 적절하지 않다.
한편, Nb, Ti, V 등을 활용한 석출강화강은 페라이트 내에 미세 탄화물을 석출시켜 항복강도를 향상시키는 것이다. 석출강화강은 가공성을 열화시키지 않으면서 항복비를 증가시키므로, 충돌 성능 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 1과 특허문헌 2에 개시되어 있다. Ti 또는 Nb를 이용한 석출강화 및 미재결정 페라이트는 페라이트를 직접 강화시킴으로써, 인장강도를 크게 증가시키지 않으면서 항복강도의 증가에 효과적이다.
그러나, 특허문헌 1과 특허문헌 2에 기재된 기술은 미재결정 페라이트 분율이 적절하지 못하여, 우수한 성형성과 높은 항복비를 동시에 적절히 가지지 못하였다.
특허문헌 3에 기재된 기술은 미재결정 페라이트 면적분율이 적정 수준으로 포함되나, 인장강도, 연신율, 구멍확장성 및 항복비의 밸런스가 적절하지 못하였다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 일본 특허공개공보 제2009-114523호
(특허문헌 2) 일본 특허공개공보 제2017-002333호
(특허문헌 3) 일본 특허공개공보 제2017-002332호
본 발명의 일실시예에 따르면 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일실시예에 따르면 성형성이 우수하고 높은 항복비를 가지는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일실시예에 따르면 중량%로, C: 0.04~0.25%, Si: 0~0.7%, Mn: 0.46~1.8%, Al: 0~0.7%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하로 포함하며,
미세조직은 면적%로, 80~99%의 재결정 페라이트 및 1~20%의 세멘타이트를 포함하고,
인장강도(TS)의 제곱과 연신율(El)의 제곱근의 곱(TS2×√EL)이 1.8~2.3×106 MPa2%0.5인 강판을 제공할 수 있다.
상기 강판은 중량%로, Cr: 0.8% 이하, Mo: 0.8% 이하, Cu: 0.8% 이하, Ni: 0.8% 이하, B: 0.005% 이하, Ca: 0.05% 이하, Mg: 0.05% 이하, Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하, W: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하, Sb: 0.5% 이하, Sn: 0.5% 이하, Y: 0.2% 이하, Hf: 0.2% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.01~0.22%로 포함할 수 있다.
상기 강판은 인장강도(TS)가 610MPa 이상이고, 항복비(YR)가 0.8~0.95일 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 중량%로, C: 0.04~0.25%, Si: 0~0.7%, Mn: 0.46~1.8%, Al: 0~0.7%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하로 포함하며,
미세조직은 면적%로, 80~99%의 재결정 페라이트 및 1~20%의 세멘타이트를 포함하고,
인장강도(TS)의 제곱과 구멍확장률(HER)의 제곱근의 곱(TS2×√HER)이 2.5~3.8×106 MPa2%0.5인 강판을 제공할 수 있다.
상기 강판은 중량%로, Cr: 0.8% 이하, Mo: 0.8% 이하, Cu: 0.8% 이하, Ni: 0.8% 이하, B: 0.005% 이하, Ca: 0.05% 이하, Mg: 0.05% 이하, Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하, W: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하, Sb: 0.5% 이하, Sn: 0.5% 이하, Y: 0.2% 이하, Hf: 0.2% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.01~0.22%로 포함할 수 있다.
상기 강판은 인장강도(TS)가 610MPa 이상이고, 항복비(YR)가 0.8~0.95일 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 중량%로, C: 0.04~0.25%, Si: 0~0.7%, Mn: 0.46~1.8%, Al: 0~0.7%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하로 포함하며,
미세조직은 면적%로, 80~99%의 재결정 페라이트 및 1~20%의 세멘타이트를 포함하고,
인장강도(TS)의 제곱과 연신율(El)의 제곱근의 곱(TS2×√EL)이 1.8~2.3×106 MPa2%0.5인 강판을 제공할 수 있다.
상기 강판은 중량%로, Cr: 0.8% 이하, Mo: 0.8% 이하, Cu: 0.8% 이하, Ni: 0.8% 이하, B: 0.005% 이하, Ca: 0.05% 이하, Mg: 0.05% 이하, Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하, W: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하, Sb: 0.5% 이하, Sn: 0.5% 이하, Y: 0.2% 이하, Hf: 0.2% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.01~0.22%로 포함할 수 있다.
상기 강판은 인장강도(TS)가 610MPa 이상이고, 항복비(YR)가 0.8~0.95이며, 인장강도(TS)의 제곱과 구멍확장률(HER)의 제곱근의 곱(TS2×√HER)이 2.5~3.8×106 MPa2%0.5일 수 있다.
본 발명의 다른 일실시예에 따르면 중량%로, C: 0.04~0.25%, Si: 0~0.7%, Mn: 0.46~1.8%, Al: 0~0.7%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하로 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 25~300℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 강판을 650~800℃의 온도범위로 가열하여 600~1700초 동안 유지하는 열처리 단계;
상기 열처리된 강판을 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 720~880℃의 온도범위로 1차 가열하여 50초 이상 유지하고, 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 600~760℃의 온도범위까지 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강판을 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로 520~620℃의 온도범위까지 2차 냉각하여 20초 이상 유지하는 단계; 및
상기 2차 냉각 및 유지된 강판을 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로 420~520℃의 온도범위까지 3차 냉각한 후 20초 이상 유지하는 단계;를 포함하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
상기 강 슬라브는 중량%로, Cr: 0.8% 이하, Mo: 0.8% 이하, Cu: 0.8% 이하, Ni: 0.8% 이하, B: 0.005% 이하, Ca: 0.05% 이하, Mg: 0.05% 이하, Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하, W: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하, Sb: 0.5% 이하, Sn: 0.5% 이하, Y: 0.2% 이하, Hf: 0.2% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.01~0.22%로 포함할 수 있다.
상기 재가열하는 단계는 1000~1350℃의 온도범위로 행하고,
상기 열간압연하는 단계는 800~1000℃의 마무리 압연온도로 행하며,
상기 냉간압연하는 단계는 30% 이상의 압하율로 행할 수 있다.
상기 열간압연 단계 후 권취 온도까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각할 수 있다.
상기 열처리 단계 후, 강판을 산세하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 3차 냉각 및 유지 단계 후, 강판을 도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 성형성이 우수하고 높은 항복비를 가지는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 자동차 부품을 비롯한 각종 용도에 사용 가능하며, 연성 및 구멍확장성 등의 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명자는 강재의 합금성분 및 미세조직을 최적화함으로써, 우수한 성형성과 높은 항복비를 가지는 고강도 강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은, 중량%로, C: 0.04~0.25%, Si: 0~0.7%, Mn: 0.46~1.8%, Al: 0~0.7%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하로 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.04~0.25%
탄소(C)는 페라이트 상 중에 Ti, Nb 또는 V와 함께 석출물을 형성하여 강판에 강도를 부여하기 위한 불가결한 원소이다. 탄소(C)의 함량이 0.04% 미만이면 목적하는 수준의 강도 확보가 어려울 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 0.05% 이상으로 포함할 수도 있다. 반면, 그 함량이 0.25%를 초과하면 용접부의 용접 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 일실시예에 따르면 탄소(C) 함량의 상한을 0.24%로 제한할 수도 있다.
실리콘(Si): 0.7% 이하
실리콘(Si)은 고용강화에 의한 강도 향상의 효과가 있는 원소이며, 페라이트를 강화시키고 조직을 균일화시키며 가공성을 개선하는 원소이다. 또한, 제강 시, 탈산에 필요한 원소이다. 실리콘(Si)의 함량이 0.7%를 초과하면 도금공정에서 미도금과 같은 도금결함 문제와 강판의 용접성을 저하시킬 우려가 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 필요에 따라 용접성을 보다 향상하기 위하여 실리콘(Si)을 0.68% 이하로 포함할 수도 있다. 한편, 페라이트를 강화시키고 조직을 균일화시키기 위하여 그 함량의 하한은 0.01%로 제한될 수도 있다.
망간(Mn): 0.46~1.8%
망간(Mn)은 강도와 연성을 함께 높이는데 유용한 원소이다. 망간(Mn)의 함량이 0.46% 미만이면 상술한 효과를 확보하는데 어려움이 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 필요에 따라 강도와 연성을 더욱 향상시키기 위하여 망간(Mn)을 0.47% 이상 포함할 수도 있다. 반면, 그 함량이 1.8%를 초과하면 오스테나이트에서 마르텐사이트 또는 베이나이트의 저온 변태상 형성이 촉진되어 강판의 항복비가 저하될 수 있다. 일실시예에 따르면 필요에 따라 그 함량의 상한을 1.78%로 제한할 수도 있다.
알루미늄(Al): 0.7% 이하
알루미늄(Al)은 강 중의 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이다. 또한, Si와 동일하게 페라이트를 강화시키고 조직을 균일화시키며 가공성을 개선하는 원소이다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.7%를 초과하면 도금공정에서 미도금과 같은 도금결함 문제와 강판의 용접성을 저하시킬 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 필요에 따라 도금 및 용접성을 보다 효과적으로 확보하기 위하여 그 상한을 0.68%로 제한할 수도 있다. 한편, 페라이트를 강화시키고 조직을 균일화시키기 위하여 그 함량의 하한은 0.01%로 제한할 수도 있다.
인(P): 0.05% 이하
인(P)은 강 중에 불순물로 함유되어 충격인성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 상기 인(P)의 함량을 0.05% 이하로 제어할 수 있다. 다만, 제조과정 중 불가피하게 첨가되는 부분을 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.03% 이하
황(S)은 강 중에 불순물로 함유되어 강판 중에 MnS를 형성하고 연성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 상기 황(S)의 함량은 0.03% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중 불가피하게 첨가되는 부분을 고려하여 0%는 제외한다.
질소(N): 0.03% 이하
질소(N)는 강 중에 불순물로 함유되어 연속주조 중에 질화물을 만들어 슬라브의 균열을 일으키는 원소이다. 따라서, 상기 질소(N)의 함량을 0.03% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중 불가피하게 첨가되는 부분을 고려하여 0%는 제외한다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V) 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 강판의 석출물을 형성하는 중요한 원소이다. 강판의 강도와 충격인성을 향상시키기 위해 함유시킬 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 이들 함량의 합이 0.01% 이상일 수 있다. 상기 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V) 중 1종 이상의 함유량이 0.22%를 초과하면 과도한 석출물의 형성으로 인해 미재결정 페라이트가 과도하게 형성되어, 과도한 특성 효과뿐 아니라, 제조원가 상승의 원인이 될 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 0.20% 이하로 제한할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면, 티타늄(Ti)은 0.01~0.15%일 수도 있으며, 니오븀(Nb)은 0.01~0.12%일 수도 있고, 바나듐(V)은 0.01~0.12%일 수도 있다.
본 발명의 강재는, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 중량%로, Cr: 0.8% 이하, Mo: 0.8% 이하, Cu: 0.8% 이하, Ni: 0.8% 이하, B: 0.005% 이하, Ca: 0.05% 이하, Mg: 0.05% 이하, Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하, W: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하, Sb: 0.5% 이하, Sn: 0.5% 이하, Y: 0.2% 이하, Hf: 0.2% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 0.8% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.8% 이하
크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 합금화 처리 시, 오스테나이트 분해를 억제하고, Mn과 동일하게 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 상기 크롬(Cr) 또는 몰리브덴(Mo)의 함유량이 0.8%를 초과하면 마르텐사이트 또는 베이나이트의 저온 변태상이 촉진되어 강판의 항복비가 저하될 수 있다.
구리(Cu): 0.8% 이하, 니켈(Ni): 0.8% 이하
구리(Cu) 및 니켈(Ni)은 오스테나이트를 안정화시키고 부식을 억제하는 원소이다. 또한, 상기 구리(Cu) 및 니켈(Ni)은 강판 표면으로 농화되어 강판 내로 이동하는 수소침입을 막아 수소지연파괴를 억제하는 효과도 있다. 상기 구리(Cu) 또는 니켈(Ni)의 함유량이 0.8%를 초과하면 과도한 특성 효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 될 수 있다.
보론(B): 0.005% 이하
보론(B)은 담금질성을 향상시켜 강도를 높이고 결정립계의 핵생성을 억제하는 원소이다. 상기 보론(B)의 함유량이 0.005%를 초과하면 과도한 특성 효과뿐만 아니라 제조원가가 상승될 수 있다.
칼슘(Ca): 0.05% 이하, 마그네슘(Mg): 0.05% 이하, 이트륨(Y)을 제외하는 희토류 원소(REM): 0.05% 이하
희토류 원소(REM)이란 스칸듐(Sc), 이트륨(Y) 및 란타노이드의 합계 17원소를 가리킨다. 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg)과 이트륨(Y)을 제외하는 희토류 원소(REM)는 황화물을 구형화시킴으로써 강판의 연성을 향상시키는 원소이다. 상기 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg)과 이트륨(Y)을 제외하는 희토류 원소(REM)의 함유량이 0.05%를 초과하면 과도한 특성 효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 될 수 있다.
텅스텐(W): 0.5% 이하, 지르코늄(Zr): 0.5% 이하
텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr)은 담금질성을 향상시켜 강판의 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 텅스텐(W) 또는 지르코늄(Zr)의 함유량이 0.5%를 초과하면 과도한 특성 효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 될 수 있다.
안티몬(Sb): 0.5% 이하, 주석(Sn): 0.5% 이하
안티몬(Sb) 및 주석(Sn)은 강판의 도금 젖음성과 도금밀착성을 향상시키는 원소이다. 상기 안티몬(Sb) 또는 주석(Sn)의 함유량이 0.5%를 초과하면 강판의 취성이 증가하여 열간가공 또는 냉간가공 시 균열이 발생될 수 있다.
이트륨(Y): 0.2% 이하, (하프늄)Hf: 0.2% 이하
이트륨(Y) 및 하프늄(Hf)은 강판의 내식성을 향상시키는 원소이다. 상기 이트륨(Y) 또는 하프늄(Hf)의 함유량이 0.2%를 초과하면 강판의 연성이 열화될 우려가 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판의 미세조직은 면적%로, 80~99%의 재결정 페라이트 및 1~20%의 세멘타이트를 포함할 수 있다.
본 발명에서 미세조직은 강재를 나이탈 에칭한 후, 주사전자현미경(SEM)을 통하여 관찰할 수 있다. 나이탈 에칭 후에, 시편 표면에 요철이 없는 조직이 페라이트이며, 구형 또는 라멜라 구조를 갖는 조직은 세멘타이트로 판명할 수 있다.
한편, 전위를 많이 포함하는 미재결정 페라이트는 입자 내의 결정 방위차가 발생한다. 따라서, FESEM-EBSD를 이용하여 페라이트의 결정방위를 측정한 후, KAM (Kernel Average Misorientation)법으로 페라이트 중의 미재결정 페라이트를 구별할 수 있다. 즉, 본 발명에서는 제안하는 페라이트가 재결정 페라이트를 의미할 수 있으며, 본 발명의 일실시예에서 재결정 페라이트를 80~99% 포함할 수 있다.
본 발명에서는 적절한 강도 및 연성 확보를 위하여 페라이트를 80% 이상 포함할 수 있다. 한편, 페라이트의 면적분율이 99%를 초과하면 목적하는 강판의 강도를 확보하지 못하는 문제가 있을 수 있다.
세멘타이트는 강판의 강도를 확보하기 위하여 1% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 면적분율이 20%를 초과하면 강판의 연성과 구멍확장성을 확보하지 못하는 문제가 있을 수 있다.
더하여, 잔부로 불가피한 조직을 포함할 수 있으며, 일 예로, 저온 변태조직인 베이나이트, 마르텐사이트 등을 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강판 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 권취, 열처리, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각하여 제조될 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1350℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
재가열 온도가 1000℃ 미만일 경우, 본 발명에서 제안하는 마무리 압연온도 미만의 온도구간에서 열간압연이 행해질 우려가 있다. 반면, 재가열 온도가 1350℃를 초과할 경우, 상기 강의 융점에 도달하여 녹아 버릴 소지가 있다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 마무리 압연온도로 열간압연할 수 있다.
마무리 압연온도가 800℃ 미만일 경우, 상기 강 슬라브의 높은 강도 때문에 열간압연기에 큰 부담을 줄 수 있다. 반면, 마무리 압연온도가 1000℃를 초과할 경우, 열간압연 후 강판의 결정립이 조대하여 상기 고강도 강판의 물성을 저하시킬 우려가 있다.
권취
상기 열간압연된 강판을 25~300℃의 온도범위에서 권취할 수 있다.
본 발명에서는 열간압연 후 권취 온도까지의 냉각속도를 특별히 한정하지 않으나, 강판의 결정립을 보다 미세화 하기 위하여 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각할 수 있다.
한편, 권취된 열연강판의 주상이 마르텐사이트 저온 변태상일 경우, 냉연강판의 소둔 열처리 후에 인장강도, 연신율, 구멍확장성, 항복비의 밸런스가 우수한 고강도 강판을 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 열간압연된 강판의 권취온도를 25~300℃로 제한할 수 있다. 권취온도가 300℃를 초과할 경우, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인 또는 연속용융아연 도금라인에서 소둔열처리하여 미재결정 페라이트를 포함하지 않는 인장강도, 연신율, 구멍확장성, 항복비의 밸런스 우수한 고강도 강판을 제조하기 어렵다. 반면, 그 온도가 25℃ 미만이면 가공성이 열위해지고 냉간압연성이 나빠질 우려가 있다.
열처리
상기 권취된 강판을 650~800℃의 온도범위로 가열하여 600~1700초 동안 유지하는 열처리를 행할 수 있다.
고온에서 짧은 시간동안 열처리를 행할 경우, 석출물 형성이 용이하며, 이는 항복비를 향상시킬 수 있다. 권취 시, 미석출된 Ti, Nb, V이 적절한 온도와 시간의 열처리동안 강판에 재석출되어 강판의 석출물 최적화에 기여할 수 있다.
열처리 온도가 650℃ 미만이거나 600초 미만일 경우, 열처리된 강판의 석출물 최적화가 용이하지 않을 수 있다. 반면, 열처리 조건이 800℃를 초과하거나 1700초를 초과할 경우, 열처리된 강판의 석출이 용이하지 않을 수 있다.
냉간압연
상기 열처리된 강판을 30% 이상의 압하율로 냉간압연할 수 있다.
본 발명에서는 최종 강판의 두께를 결정하는 냉간압연 공정의 조건은 특별히 한정하지 않으나, 냉간압연 시, 누적 압하율은 30~90%가 바람직할 수 있다. 냉간압연 시, 누적 압하율이 90%를 초과하면 강판의 높은 강도로 인하여 냉간압연을 단시간에 수행하기 어려울 소지가 있다.
본 발명의 일실시예로 냉간압연 전 강판을 산세하는 단계를 더 포함할 수 있다. 산세 조건은 특별히 한정하지 않으며, 통상적인 조건을 적용할 수 있다.
1차 가열 및 1차 냉각
상기 냉간압연된 강판을 720~880℃의 온도범위로 1차 가열하여 50초 이상 유지하고, 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 600~760℃의 온도범위까지 1차 냉각할 수 있다.
가열온도가 720℃ 미만일 경우, 미재결정 페라이트가 생성될 우려가 있다. 반면, 가열온도가 880℃ 초과일 경우, 강판의 항복비를 저하시킬 수 있다.
1차 가열 후 유지시간이 50초 미만이면 열처리 시간이 부족하여 상기 강판의 항복비 및 목적하는 물성을 저하시킬 수 있다. 본 발명에서는 생산 설비의 내구성과 제한 및 생산속도를 고려하여 유지시간의 상한을 200초로 제한할 수 있다.
1차 냉각 시, 냉각 종료 온도가 600℃ 미만일 경우, 세멘타이트 분율이 20% 초과하게 되어 목적하는 물성을 저하시킬 수 있다. 반면, 그 냉각 종료 온도가 760℃를 초과할 경우, 강도 및 연성을 목적하는 수준으로 확보할 수 없다.
1차 냉각 시, 평균 냉각속도가 1℃/s 미만일 경우 목적하는 물성을 저하시킬 우려가 있다.
2차 냉각
상기 1차 냉각된 강판을 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로 520~620℃의 온도범위까지 2차 냉각하여 20초 이상 유지할 수 있다.
2차 냉각 시, 냉각 종료 온도가 520℃ 미만이면 낮은 열처리 온도로 상기 강판의 항복비, 인장강도, 구멍확장성을 목적하는 수준으로 확보할 수 없는 문제가 있다. 반면, 그 냉각 종료 온도가 620℃를 초과하면 세멘타이트 분율이 20% 초과하게 되어 상기 강판의 강도 및 연성을 저하시킬 수 있다.
2차 냉각 후 유지시간이 20초 미만이면 열처리 시간이 부족하여 목적하는 수준의 물성을 확보할 수 없을 수 있다. 본 발명에서는 생산 설비의 내구성과 제한 및 생산속도를 고려하여 유지시간의 상한을 300초로 제한할 수 있다.
2차 냉각 시, 평균 냉각속도가 2℃/s 미만일 경우, 세멘타이트 분율이 20% 초과하게 되어 물성이 저하될 우려가 있다.
3차 냉각
상기 2차 냉각 및 유지된 강판을 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로 420~520℃의 온도범위까지 3차 냉각한 후 20초 이상 유지할 수 있다.
3차 냉각 시, 냉각 종료 온도가 420℃ 미만이면 낮은 열처리 온도로 목적하는 강판 물성을 확보할 수 없다. 반면, 그 냉각 종료 온도가 520℃를 초과하면, 상기 강판의 항복비, 인장강도 및 구멍확장성을 저하시킬 수 있다.
3차 냉각 후 유지시간이 20초 미만이면 열처리 시간이 부족하여 목적하는 수준의 강도 및 연성을 적절히 확보할 수 없다. 본 발명에서는 생산 설비의 내구성과 제한 및 생산속도를 고려하여 유지시간의 상한을 200초로 제한할 수 있다.
본 발명에서는 상기 3차 냉각 및 유지된 강판을 상온까지 냉각할 수 있다. 3차 냉각 후 냉각조건에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 일예로 공냉을 행할 수 있다.
도금
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 3차 냉각 및 유지된 강판을 도금한 후 냉각할 수 있다.
본 발명에서 제조된 강판을 도금하여 도금강판을 제조할 수 있다. 본 발명에서 내식성을 부여하기 위하여, 용융아연도금, 전기아연도금, 용융아연도금을 행할 수 있으며, 도금 조건은 특별히 한정하지 않으나, 동일 기술분야에서 적용될 수 있는 통상의 조건으로 도금을 행할 수 있다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강판은 인장강도(TS)가 610MPa 이상이고, 항복비(YR)이 0.8~0.95이며, 인장강도의 제곱과 연신율의 제곱근의 곱(TS2×√EL)이 1.8~2.3×106MPa2%0.5이고, 인장강도의 제곱과 구멍확장률의 제곱근의 곱(TS2×√HER)이 2.5~3.8×106MPa2%0.5으로, 강도, 연신율, 구멍확장성, 항복비의 밸런스가 우수한 특성을 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 두께 100mm의 강 슬라브를 제조하고, 상기 강 슬라브를 1200℃로 가열한 다음, 900℃의 마무리 압연온도에서 열간압연하였다. 상기 열간압연된 강판은 30℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하고, 표 2의 권취 온도에서 권취하여 3mm 두께의 강판을 제조하였다. 이어, 표 2의 열처리 조건에 따라, 가열 및 유지하였다. 열처리된 강판은 산세를 통해 표면의 스케일을 제거한 후, 1.5mm 두께로 냉간압연을 실시하였다. 더하여, 표 2에 기재된 가열온도로 가열 및 유지하고, 1차 냉각, 2차 냉각 및 3차 냉각 조건으로 냉각하였다. 이때, 가열 시, 가열속도는 10℃/s로 행하였으며, 3차 냉각 후 상온까지 10℃/s로 냉각하였다.
강
종		 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al N Ti Nb V Ti+Nb+V 기타
A 0.12 0.45 1.41 0.010 0.0008 0.36 0.0032 0.13 0.02 0.01 0.16 -
B 0.10 0.38 1.35 0.010 0.0012 0.31 0.0029 0.01 0.15 0.01 0.17 -
C 0.13 0.40 1.38 0.009 0.0010 0.01 0.0027 0.01 0.01 0.12 0.14 -
D 0.12 0.39 1.28 0.012 0.0011 0.37 0.0028 0.06 0.08 0.05 0.19 -
E 0.15 0.44 1.39 0.013 0.0010 0.28 0.0030 0.09 0.08 0.03 0.2 Cr: 0.42
F 0.05 0.68 1.77 0.009 0.0012 0.68 0.0027 0.08 0.04 0.05 0.17 Mo: 0.38
G 0.24 0.01 1.15 0.011 0.0008 0.64 0.0031 0.02 0.07 0.08 0.17 Ni: 0.33
H 0.14 0.45 1.13 0.008 0.0009 0.31 0.0030 0.1 0 0.02 0.12 Cu: 0.41
I 0.13 0.39 1.28 0.009 0.0009 0.25 0.0034 0.01 0.04 0.1 0.15 B: 0.0021
J 0.12 0.32 1.30 0.009 0.0007 0.29 0.0028 0.09 0.03 0.03 0.15 Ca: 0.005
K 0.20 0.64 0.47 0.011 0.0008 0.55 0.0030 0.12 0.02 0.01 0.15 REM: 0.001
L 0.12 0.37 1.31 0.012 0.0011 0.38 0.0032 0.01 0.08 0.02 0.11 Mg: 0.002
M 0.14 0.41 1.42 0.010 0.0012 0.41 0.0030 0 0.03 0.03 0.06 W: 0.18
N 0.12 0.43 1.38 0.009 0.0010 0.32 0.0028 0.01 0.11 0.02 0.14 Zr: 0.15
O 0.21 0.50 0.58 0.008 0.0009 0.60 0.0031 0.04 0.08 0.01 0.13 Sb: 0.13
P 0.11 0.36 1.20 0.009 0.0012 0.23 0.0029 0.03 0.02 0.09 0.14 Sn: 0.08
Q 0.13 0.42 1.34 0.010 0.0008 0.31 0.0032 0.01 0.01 0.11 0.13 Y: 0.04
R 0.14 0.45 1.33 0.012 0.0009 0.28 0.0027 0.02 0.03 0 0.05 Hf: 0.05
XA 0.03 0.43 1.17 0.011 0.0010 0.37 0.0028 0.11 0.01 0.08 0.2 -
XB 0.26 0.39 1.24 0.009 0.0011 0.38 0.0031 0.12 0.01 0.02 0.15 -
XC 0.11 0.72 1.28 0.007 0.0010 0.27 0.0031 0.13 0.02 0.01 0.16 -
XD 0.13 0.48 0.44 0.012 0.0009 0.32 0.0034 0.14 0.02 0.01 0.17 -
XE 0.12 0.39 1.82 0.011 0.0013 0.29 0.0030 0.01 0.12 0.02 0.15 -
XF 0.10 0.42 1.42 0.009 0.0010 0.73 0.0032 0.01 0.14 0.01 0.16 -
XG 0.13 0.38 1.46 0.011 0.0008 0.35 0.0033 0.24 0.01 0.02 0.27 -
XH 0.11 0.43 1.37 0.009 0.0009 0.30 0.0029 0.01 0.23 0.01 0.25 -
XI 0.12 0.46 1.32 0.012 0.0010 0.27 0.0028 0.02 0.02 0.23 0.27 -
XJ 0.14 0.41 1.30 0.008 0.0009 0.33 0.0027 0.08 0.09 0.07 0.24 -
시
편
번
호		 강
종		 권취 열처리 1차 가열 및 1차 냉각 2차 냉각 및 유지 3차 냉각 및 유지
온도
(℃)		 온도
(℃)		 시간
(초)		 가열
온도
(℃)		 유지
시간
(초)		 종료
온도
(℃)		 평균
냉각
속도
(℃/s)		 종료
온도
(℃)		 평균
냉각
속도
(℃/s)		 유지
시간
(초)		 종료
온도
(℃)		 평균
냉각
속도
(℃/s)		 유지
시간
(초)
1 A 30 750 1100 780 100 700 10 570 20 100 470 10 100
2 A 550 750 1100 780 100 700 10 570 20 100 470 10 100
3 A 350 750 1100 780 100 700 10 570 20 100 470 10 100
4 A 30 820 1200 800 100 700 10 570 20 100 470 10 100
5 A 30 630 1200 800 100 700 10 540 20 100 470 10 100
6 A 30 750 1750 800 120 700 10 540 20 80 470 10 100
7 A 30 750 550 800 120 650 10 540 20 100 470 10 100
8 A 30 700 1100 900 120 650 10 600 20 100 440 10 100
9 A 30 700 1100 700 100 650 10 600 20 100 440 10 100
10 A 30 700 1100 780 40 650 10 600 20 80 440 10 100
11 A 30 700 1200 780 100 770 10 600 20 80 500 10 80
12 A 30 750 1200 780 120 580 10 570 20 80 500 10 80
13 A 30 750 1000 780 120 700 10 570 0.5 100 500 10 100
14 A 30 750 1000 800 120 700 10 640 20 100 500 10 100
15 A 30 700 1200 800 100 700 10 500 20 100 470 10 100
16 A 30 700 1100 860 100 700 10 570 20 10 470 10 100
17 A 30 670 1100 840 100 650 10 620 20 100 540 10 100
18 A 30 780 1200 740 100 650 10 520 20 100 400 10 100
19 A 270 700 1200 760 120 650 10 570 20 100 470 10 10
20 B 150 700 1300 800 120 700 10 570 20 100 470 10 100
21 C 30 700 1200 800 120 700 10 570 20 80 470 10 100
22 D 30 750 1200 780 100 740 10 610 20 80 510 10 100
23 E 30 750 1100 780 80 620 10 530 20 100 430 10 100
24 F 30 750 1100 780 60 650 10 570 20 100 440 10 80
25 G 30 700 1100 820 100 650 10 570 20 100 440 10 80
26 H 30 700 1600 800 100 650 10 540 20 80 440 10 100
27 I 30 700 700 800 120 700 10 540 20 100 440 10 100
28 J 30 700 1400 760 120 700 10 570 20 80 500 10 100
29 K 30 750 800 780 100 700 10 570 20 80 500 10 100
30 L 30 750 1000 820 120 700 10 540 20 100 500 10 100
31 M 30 750 1000 780 90 650 10 570 20 100 500 10 100
32 N 30 750 1000 780 100 650 10 570 20 100 470 10 100
33 O 30 700 1100 800 120 650 10 540 20 80 470 10 100
34 P 30 700 1100 800 100 700 10 570 20 80 470 10 100
35 Q 30 750 1200 820 100 650 10 540 20 100 470 10 80
36 R 30 750 1200 800 100 650 10 570 20 80 470 10 100
37 XA 30 750 1200 780 120 700 10 570 20 100 470 10 80
38 XB 30 700 1200 780 120 700 10 540 20 100 500 10 100
39 XC 30 700 1300 780 100 700 10 570 20 100 500 10 100
40 XD 30 700 1300 780 100 650 10 570 20 100 500 10 100
41 XE 30 700 1300 800 100 650 10 540 20 80 470 10 100
42 XF 30 750 1100 800 120 700 10 540 20 100 470 10 100
43 XG 30 750 1100 800 120 700 10 570 20 100 470 10 100
44 XH 30 700 1200 780 100 650 10 540 20 100 470 10 100
45 XI 30 700 1200 780 100 650 10 570 20 100 470 10 100
46 XJ 30 700 1200 780 100 650 10 540 20 100 470 10 100
하기 표 3에는 제조된 강판의 미세조직 및 물성을 관찰 및 측정하여 나타내었다. 강판의 미세조직은 연마된 시편 단면을 나이탈 에칭한 후에 주사전자현미경(SEM)을 통하여 관찰하였다. 나이탈 에칭 후에, 시편 표면에 요철이 없는 조직이 재결정 페라이트이며, 구형 또는 라멜라 구조를 갖는 조직은 세멘타이트로 판명하였다. 전위를 많이 포함하는 미재결정 페라이트는 입자 내의 결정 방위차가 발생한다. 따라서, FESEM-EBSD를 이용하여 페라이트의 결정방위를 측정한 후, KAM (Kernel Average Misorientation)법으로 페라이트 중의 미재결정 페라이트를 구별하였다.
강판의 물성은 인장시험 및 구멍확장시험으로 평가되었다. 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 0°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 평가하여 항복비(YR), 인장강도의 제곱과 연신율의 제곱근의 곱(TS2×√EL)을 계산하였다. 항복비(YR)는 항복강도(YS)를 인장강도(TS)로 나눈 값을 의미한다. 구멍확장시험은 직경 10㎜의 펀칭 구멍(다이 내경 10.3㎜, 클리어런스 12.5%)에 꼭지각 60°의 원추 펀치를 펀칭 구멍의 버어가 외측이 되는 방향으로 20㎜/min으로 압박 확장하여 성형하였다. 이에, 하기의 식과 같이 구멍확장률(HER)을 계산하였다. 이를 통해 인장강도의 제곱과 구멍확장률의 제곱근의 곱(TS2×√HER)을 계산하였다.
[식]
HER(%) = {(D - D0)/D0} × 100
(식에서, D는 균열이 판 두께를 관통하였을 때의 구멍 직경(㎜)이고, D0는 초기 구멍 직경(㎜)이다.)
시편
번호		 강종 미세조직(면적%) 물성 구분
재결정
페라이트		 미재결정
페라이트		 세멘타이트 항복비 TS2×√EL
(MPa2%0.5)		 TS2×√HER
(MPa2%0.5)
1 A 86 0 14 0.87 2,054,697 3,228,146 발명예1
2 A 78 9 13 0.76 1,965,572 2,937,628 비교예1
3 A 77 8 15 0.74 1,827,915 2,849,204 비교예2
4 A 84 0 16 0.82 1,662,285 2,305,812 비교예3
5 A 85 0 15 0.83 1,584,318 2,278,615 비교예4
6 A 88 0 12 0.86 1,765,004 2,306,259 비교예5
7 A 87 0 13 0.88 1,691,347 2,275,381 비교예6
8 A 78 8 14 0.75 1,927,306 2,730,537 비교예7
9 A 79 7 14 0.96 2,483,280 3,921,342 비교예8
10 A 78 9 13 0.97 2,357,549 4,055,316 비교예9
11 A 90 0 10 0.81 1,741,264 2,240,370 비교예10
12 A 78 0 22 0.85 1,634,503 2,349,862 비교예11
13 A 73 0 27 0.82 1,531,197 2,129,367 비교예12
14 A 79 0 21 0.83 2,560,763 3,945,612 비교예13
15 A 87 0 13 0.98 1,534,096 2,290,303 비교예14
16 A 92 0 8 0.88 1,621,745 2,161,538 비교예15
17 A 79 9 12 0.97 2,455,298 4,037,142 비교예16
18 A 87 0 13 0.83 1,723,634 2,334,908 비교예17
19 A 86 0 14 0.85 1,522,592 2,430,652 비교예18
20 B 88 0 12 0.84 2,056,347 3,168,559 발명예2
21 C 88 0 12 0.92 2,181,549 3,756,845 발명예3
22 D 97 0 3 0.86 2,295,634 3,608,472 발명예4
23 E 91 0 9 0.85 1,821,057 2,620,335 발명예5
24 F 82 0 18 0.83 1,865,348 2,539,856 발명예6
25 G 81 0 19 0.93 2,152,605 2,862,307 발명예7
26 H 91 0 9 0.84 2,267,350 3,342,178 발명예8
27 I 84 0 16 0.83 2,196,742 3,079,613 발명예9
28 J 90 0 10 0.85 1,953,965 2,899,584 발명예10
29 K 88 0 12 0.82 2,076,539 2,931,608 발명예11
30 L 85 0 15 0.93 2,161,532 3,165,205 발명예12
31 M 88 0 12 0.90 2,272,610 3,210,487 발명예13
32 N 86 0 14 0.87 2,195,124 3,352,296 발명예14
33 O 90 0 10 0.91 2,087,987 3,085,631 발명예15
34 P 92 0 8 0.88 2,194,952 3,173,724 발명예16
35 Q 87 0 13 0.85 1,985,293 2,837,918 발명예17
36 R 89 0 11 0.86 2,0928,068 2,797,257 발명예18
37 XA 93 0 7 0.76 1,605,721 2,367,862 비교예19
38 XB 77 10 13 0.91 2,568,590 3,935,167 비교예20
39 XC 85 0 15 0.89 1,529,257 2,382,069 비교예21
40 XD 83 10 7 0.85 1,643,724 2,287,525 비교예22
41 XE 77 9 14 0.90 2,546,410 4,067,283 비교예23
42 XF 87 0 13 0.89 1,525,698 2,404,376 비교예24
43 XG 78 8 14 0.98 2,492,814 3,934,620 비교예25
44 XH 77 11 12 0.97 2,670,136 4,165,305 비교예26
45 XI 78 7 15 0.98 2,569,531 3,937,543 비교예27
46 XJ 76 10 14 0.96 2,685,392 4,037,934 비교예28
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성 또한 확보할 수 있었다.
반면, 비교예 1 및 2는 권취온도가 본 발명에서 제안하는 온도범위를 초과한 것이다. 권취온도가 높아 냉간압연된 강판의 열처리 후 미재결정 페라이트가 존재하여 목적하는 항복비를 확보할 수 없었다.
비교예 3 및 4는 열처리 온도가 본 발명의 범위를 벗어난 예시이다. 비교예 3은 열처리 온도가 과도하게 높아 석출이 용이하지 않았다. 그 결과, 목적하는 물성을 확보하기 어려웠다. 비교예 4는 열처리 온도가 본 발명의 범위에 미달되어 석출 최적화가 용이하지 않아, 목적하는 강도와 연성을 확보하지 못하였다.
비교예 5 및 6은 열처리 시간이 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 5 및 6은 열처리 시간이 과도하게 길거나, 미달되는 경우로, 석출이 용이하지 않아, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하지 못하였다.
비교예 7 및 8은 1차 가열 및 유지 온도가 본 발명에서 제안하는 온도범위를 벗어난 경우이다. 비교예 7은 가열 온도가 과도하게 높아 재결정 페라이트의 면적분율이 본 발명에서 제안하는 수치에 미달되었으며, 그 결과, 항복비가 열위하였다. 비교예 8은 가열 온도가 낮아 미재결정 페라이트가 존재하였으며, 목적하는 강도 및 연성을 확보하지 못하였다.
비교예 9는 1차 가열 후 유지 시간이 부족한 경우로, 미재결정 페라이트가 형성되었다. 그 결과, 목적하는 강도 및 연신율을 확보하지 못하였다.
비교예 10 및 11은 본 발명에서 제안하는 1차 냉각 시, 냉각 종료 온도를 만족하지 못한 경우이다. 비교예 10은 1차 냉각 시, 냉각 종료 온도를 초과하여 물성이 열위하였다. 비교예 11은 1차 냉각 시, 냉각 종료 온도가 과도하게 낮아 세멘타이트가 과도하게 형성되었으며, 그 결과, 목적하는 강도 및 연신율을 확보하지 못하였다.
비교예 12는 2차 냉각 시, 평균 냉각속도가 낮아 세멘타이트 분율이 과도하였다. 그 결과, 물성이 열위하였다.
비교예 13 및 14는 2차 냉각 시, 냉각 종료 온도가 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 13은 2차 냉각 시, 냉각 종료 온도를 초과하여 세멘타이트 분율이 초과하여 목적하는 물성을 확보하지 못하였다. 비교예 14는 2차 냉각 종료 온도가 낮아 항복비가 목적하는 범위를 초과하였으며, 강도 및 연신율 또한 열위하였다.
비교예 15는 2차 냉각 후 유지 시간이 본 발명에서 제안하는 범위에 미달되어 목적하는 물성을 확보하지 못하였다.
비교예 16 및 17은 3차 냉각 시, 냉각 종료 온도가 본 발명의 범위를 벗어난 예시이다. 비교에 16은 3차 냉각 시, 냉각 종료 온도가 과도하게 높은 경우로, 미재결정 페라이트가 형성되었다. 이로 인해, 재결정 페라이트 분율이 미달되었으며, 항복비가 제안하는 범위를 초과하였으며, 목적하는 강도 및 연성 또한 확보하지 못하였다. 비교예 17은 3차 냉각 시, 냉각 종료 온도가 미달된 경우로, 강도와 연성의 확보가 어려웠다.
비교예 18은 3차 냉각 후, 유지 시간이 짧아, 목적하는 물성 및 연신율을 확보하지 못하였다.
비교예 19 및 20은 탄소 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 19는 탄소 함량이 미달되는 경우로, 항복비가 부족하였으며, 강도 및 연신율이 저하되었다. 비교예 20은 탄소 함량이 과도한 경우로, 미재결정 페라이트가 형성되었으며, 그 결과, 재결정 페라이트 분율이 부족하였으며 목적하는 물성을 확보하지 못하였다.
비교예 21은 실리콘 함량이 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여 목적하는 강도 및 연신율을 확보하지 못하였다.
비교예 22및 23은 망간 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 예시이다. 비교예 22는 망간 함량이 부족하여 목적하는 강도 및 연성을 확보하지 못하였으며, 비교예 23은 망간 함량이 과도하여 미재결정 페라이트가 형성되었으며, 제안하는 물성 수준을 초과하였다.
비교예 24는 알루미늄 함량이 과도하여 본 발명에서 제안하는 물성을 만족하지 못하였다.
비교예 25 내지 28은 티타늄, 니오븀, 바나듐 함량의 합이 본 발명에서 제안하는 범위를 초과한 것으로, 미재결정 페라이트가 형성되어, 재결정 페라이트가 부족하였다. 그 결과, 항복비가 목적하는 수준을 초과하였으며, 강도 및 연신율 또한 과도하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.25%, Si: 0~0.7%, Mn: 0.46~1.8%, Al: 0~0.7%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하로 포함하며,
    미세조직은 면적%로, 80~99%의 재결정 페라이트 및 1~20%의 세멘타이트를 포함하고,
    인장강도(TS)의 제곱과 연신율(El)의 제곱근의 곱(TS2×√EL)이 1.8~2.3×106 MPa2%0.5인 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, Cr: 0.8% 이하, Mo: 0.8% 이하, Cu: 0.8% 이하, Ni: 0.8% 이하, B: 0.005% 이하, Ca: 0.05% 이하, Mg: 0.05% 이하, Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하, W: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하, Sb: 0.5% 이하, Sn: 0.5% 이하, Y: 0.2% 이하, Hf: 0.2% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함하는 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.01~0.22%로 포함하는 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 인장강도(TS)가 610MPa 이상이고, 항복비(YR)가 0.8~0.95인 강판.
  5. 중량%로, C: 0.04~0.25%, Si: 0~0.7%, Mn: 0.46~1.8%, Al: 0~0.7%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하로 포함하며,
    미세조직은 면적%로, 80~99%의 재결정 페라이트 및 1~20%의 세멘타이트를 포함하고,
    인장강도(TS)의 제곱과 구멍확장률(HER)의 제곱근의 곱(TS2×√HER)이 2.5~3.8×106 MPa2%0.5인 강판.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, Cr: 0.8% 이하, Mo: 0.8% 이하, Cu: 0.8% 이하, Ni: 0.8% 이하, B: 0.005% 이하, Ca: 0.05% 이하, Mg: 0.05% 이하, Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하, W: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하, Sb: 0.5% 이하, Sn: 0.5% 이하, Y: 0.2% 이하, Hf: 0.2% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함하는 강판.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.01~0.22%로 포함하는 강판.
  8. 청구항 5에 있어서,
    상기 강판은 인장강도(TS)가 610MPa 이상이고, 항복비(YR)가 0.8~0.95인 강판.
  9. 중량%로, C: 0.04~0.25%, Si: 0~0.7%, Mn: 0.46~1.8%, Al: 0~0.7%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.22% 이하로 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 25~300℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 강판을 650~800℃의 온도범위로 가열하여 600~1700초 동안 유지하는 열처리 단계;
    상기 열처리된 강판을 냉간압연하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 720~880℃의 온도범위로 1차 가열하여 50초 이상 유지하고, 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 600~760℃의 온도범위까지 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 강판을 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로 520~620℃의 온도범위까지 2차 냉각하여 20초 이상 유지하는 단계; 및
    상기 2차 냉각 및 유지된 강판을 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로 420~520℃의 온도범위까지 3차 냉각한 후 20초 이상 유지하는 단계;를 포함하는 강판 제조방법.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, Cr: 0.8% 이하, Mo: 0.8% 이하, Cu: 0.8% 이하, Ni: 0.8% 이하, B: 0.005% 이하, Ca: 0.05% 이하, Mg: 0.05% 이하, Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하, W: 0.5% 이하, Zr: 0.5% 이하, Sb: 0.5% 이하, Sn: 0.5% 이하, Y: 0.2% 이하, Hf: 0.2% 이하 중 선택되는 1종 이상을 더 포함하는 강판 제조방법.
  11. 청구항 9에 있어서,
    상기 Ti, Nb, V 중 선택되는 1종 이상을 0.01~0.22%로 포함하는 강판 제조방법.
  12. 청구항 9에 있어서,
    상기 재가열하는 단계는 1000~1350℃의 온도범위로 행하고,
    상기 열간압연하는 단계는 800~1000℃의 마무리 압연온도로 행하며,
    상기 냉간압연하는 단계는 30% 이상의 압하율로 행하는 강판 제조방법.
  13. 청구항 9에 있어서,
    상기 열간압연 단계 후 권취 온도까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 강판 제조방법.
  14. 청구항 9에 있어서,
    상기 열처리 단계 후, 강판을 산세하는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
  15. 청구항 9에 있어서,
    상기 3차 냉각 및 유지 단계 후, 강판을 도금하는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
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