WO2024136344A1 - 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • One preferred aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength cold-rolled steel sheet with a tensile strength of 1470 MPa or more, which has excellent hole expandability, bending characteristics, and weldability, and a method for manufacturing the same.
  • the cold rolled steel sheet may have a surface roughness (Rsk) of -0.7 to -0.1.
  • the cold rolled steel sheet may have a yield strength of 1150 to 1400 MPa.
  • the cold rolled steel sheet may have a tensile strength of 1470 to 1650 MPa.
  • the cold rolled steel sheet may have a yield ratio of 0.75 to 0.96.
  • the cold rolled steel sheet may have an elongation of 4 to 11%.
  • the cold rolled steel sheet may have a bending workability (R/t) of 2 to 4.
  • the cold rolled steel sheet may have a hole expandability of 35 to 70%.
  • the cold rolled steel sheet may have (tensile strength ⁇ hole expandability)/(bending workability (R/t)) of 15,000 to 35,000 MPa%.
  • the cold rolled steel sheet may have a hardness of 440 to 570 Hv in the spot weld zone.
  • the cold rolled steel sheet may have a crack length of 10 ⁇ m or less (including 0 ⁇ m) at the minimum nugget diameter (3 ⁇ t, t: thickness of steel) of the spot weld.
  • the cold-rolled steel sheet may have an electro-galvanized layer formed on at least one side.
  • the surface layer may be an area of up to 20 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel material.
  • Another embodiment of the present invention is by weight percentage, carbon (C): 0.19 to 0.26%, silicon (Si): 0.03 to 0.50%, manganese (Mn): 1.4 to 2.0%, chromium (Cr): 0.03 to 0.30%.
  • the continuous annealing may be performed for 30 to 230 seconds.
  • the step of forming an electrogalvanized layer on at least one surface of the cold rolled steel sheet may be further included.
  • a cold rolled steel sheet and a manufacturing method thereof can be provided.
  • an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with excellent hole expandability, bending properties, and weldability and a tensile strength of 1470 MPa or more and a method for manufacturing the same can be provided.
  • Figure 1 is a schematic diagram for evaluating the presence or absence of cracks at the minimum nugget diameter (3 ⁇ t) of a resistance point weld zone.
  • Figure 2 is a microstructure photograph of the surface layer of Inventive Example 1 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope (SEM).
  • Figure 3 is a microstructure photograph of the surface layer of Comparative Example 5 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope (SEM).
  • Figure 4 is a microstructure photograph of a cross-section of a weld of Inventive Example 4 according to an embodiment of the present invention observed with an optical microscope.
  • Figure 5 is a microstructure photograph of a cross-section of a weld of Comparative Example 1 according to an embodiment of the present invention observed with an optical microscope.
  • the present inventors can appropriately control the microstructure and carbide, and in particular, control the surface roughness to manufacture ultra-high-strength cold-rolled steel sheets with a tensile strength of 1470 MPa or more with excellent hole expandability, bending characteristics, and weldability. After recognizing this, the present invention was completed.
  • C is an invasive solid solution element and is the most effective and important element in improving the strength of steel. In addition, it is an element that must be added to secure the strength of martensitic steel. If the C content is less than 0.19%, it may be difficult to obtain the target yield ratio and tensile strength of the present invention. If the C content exceeds 0.26%, martensite is excessively formed during cooling due to a rapid increase in hardenability, and as a result, the strength may rapidly increase and the elongation may be inferior. Additionally, weldability may become poor. Therefore, it is preferable that the C content ranges from 0.19 to 0.26%. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the C content is more preferably 0.20%, and the upper limit of the C content is more preferably 0.25%.
  • Si plays a role in suppressing the formation of carbides and controlling the size of carbides in the reheating and overaging treatment steps performed after continuous annealing and cooling. If the Si content is less than 0.03%, it may be difficult to sufficiently obtain the above-described effects. If the Si content exceeds 0.50%, there is a risk that ferrite is generated after continuous annealing and cooling, thereby weakening the strength of the steel. In addition, Si is an element that increases specific resistance, which may result in poor resistance spot weldability. Therefore, the Si content is preferably in the range of 0.03 to 0.50%. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the Si content is more preferably 0.05%, and the upper limit of the Si content is more preferably 0.40%, and even more preferably 0.30%. do.
  • Mn is an element added to ensure strength. If the Mn content is less than 1.4%, the hardenability is low, and if the cooling rate is not fast enough during cooling after continuous annealing, martensite is not formed, making it difficult to secure the level of strength targeted in the present invention. If the Mn content exceeds 2.0%, the Ms temperature decreases during cooling after continuous annealing, and as the final cooling temperature decreases, the shape of the steel sheet becomes poor. Additionally, it is difficult to secure the initial martensite structure. In addition, during steelmaking/continuous casting operations, a Mn-based segregation zone occurs in the longitudinal direction of the slab, deteriorating bendability.
  • the Mn content is preferably in the range of 1.4 to 2.0%.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 1.5%, and the upper limit of the Mn content is more preferably 1.9%.
  • Cr is an element that facilitates securing a low-temperature transformation structure by suppressing ferrite transformation.
  • the Cr content is less than 0.03%, the hardenability is low, and if the cooling rate is not fast enough during cooling after continuous annealing, martensite is not formed, making it difficult to secure the level of strength targeted by the present invention.
  • the Cr content exceeds 0.30%, delayed fracture resistance may be deteriorated, carbides such as CrC may be formed to impair hole expandability and bending workability, and costs may increase due to excessive alloy input. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.03 to 0.30%.
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.03%, and the upper limit of the Cr content is more preferably 0.25%.
  • Mo is an element that has the effect of improving the quenchability of steel, generating Mo-based fine carbides that serve as hydrogen trap sites, and improving delayed fracture resistance by martensite refinement. If the Mo content is less than 0.03%, it may be difficult to sufficiently obtain the above-described effects. If the Mo content exceeds 0.30%, the above-mentioned effect does not increase significantly compared to the increase in cost due to the addition of expensive alloy elements. Therefore, the Mo content is preferably in the range of 0.03 to 0.30%. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the Mo content is more preferably 0.05%, and the upper limit of the Mo content is more preferably 0.25%.
  • the present invention has the advantage of suppressing the formation of ferrite during cooling after continuous annealing. If the content of B is less than 0.0005%, there is no hardenability effect at all, making it impossible to secure the strength targeted in the present invention, and also there is a problem of poor bending workability due to excessive formation of ferrite in the surface layer. If the content of B exceeds 0.005%, ductility may be greatly reduced. Therefore, the content of B is preferably in the range of 0.0005 to 0.005%. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the B content is more preferably 0.0007%, and the upper limit of the B content is more preferably 0.004%.
  • P is an impurity element contained in steel. If the P content exceeds 0.03%, weldability may deteriorate and steel may become brittle. Meanwhile, the smaller the amount of P added to steel, the more advantageous it is, but considering the case where it is inevitably included in the manufacturing process, 0% is excluded. Therefore, it is preferable that the P content is 0.03% or less (excluding 0%). In order to further enhance the above-described effects and prevent problems, it is more preferable that the P content is 0.025% or less.
  • S is an impurity element contained in steel. If the S content exceeds 0.003%, ductility and weldability may be impaired, and a large amount of MnS precipitates may be formed, resulting in poor bending workability. Meanwhile, the smaller the amount of S added to steel, the more advantageous it is, but considering the case where it is inevitably included in the manufacturing process, 0% is excluded. Therefore, it is preferable that the P content is 0.003% (excluding 0%) or less. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the content of S is more preferably 0.0025% or less, and even more preferably 0.0020% or less.
  • N is an impurity element, and if its content exceeds 0.01%, it greatly increases the risk of cracks occurring during continuous casting due to the formation of AlN.
  • the content of N is excluded from 0%, considering that it is inevitably included during the manufacturing process. Therefore, the N content is preferably in the range of 0.01% or less (excluding 0%). In order to further enhance the above-described effects and prevent problems, the N content is more preferably 0.008% or less, and even more preferably 0.006% or less.
  • Al may be added to remove oxygen in molten steel. If the Al content is less than 0.01%, deoxidation is not sufficiently achieved, thereby impairing the cleanliness of the steel material. If the Al content exceeds 0.10%, not only does the castability of the slab deteriorate, but the temperature required for single-phase heating during continuous annealing increases, which may lead to production and equipment problems. Therefore, the Al content is preferably in the range of 0.01 to 0.10%. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, it is more preferable that the upper limit of the Al content is 0.075%.
  • Nb is an element that segregates at austenite grain boundaries, suppresses coarsening of austenite grains during the continuous annealing process, and forms fine precipitates, contributing to strength improvement. If the Nb content is less than 0.01%, the austenite grain refinement and precipitation strengthening effects cannot be sufficiently achieved. If the Nb content exceeds 0.05%, precipitation of coarse carbonitrides increases, and there is a risk that strength and elongation may decrease due to a decrease in the amount of carbon in the steel. In addition, there is a problem that the processability of the base material decreases and the manufacturing cost increases. Therefore, the Nb content is preferably in the range of 0.01 to 0.05%. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the Nb content is more preferably 0.015%, and the upper limit of the Nb content is more preferably 0.045%.
  • Ti is a nitride forming element and is an element that undergoes scavenging by precipitating dissolved N into TiN. If the Ti content is less than 0.005%, not only is it difficult to obtain the effect of increasing strength, but the effect of scavenging dissolved N is reduced, and as a large amount of AlN is formed, cracks are likely to occur during continuous casting. If the Ti content exceeds 0.05%, the strength of martensite may be reduced by precipitating additional carbides in addition to the removal of dissolved N, and the formation of carbon and nitrides such as excessive TiC and TiN may cause hole expansion and Bending processability may be impaired. Therefore, the Ti content is preferably in the range of 0.005 to 0.05%. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the Ti content is more preferably 0.01%, and the upper limit of the Ti content is more preferably 0.04%.
  • the remaining ingredient is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the cold rolled steel sheet of the present invention satisfies the above-described alloy composition and at the same time satisfies the following relations 1 to 3.
  • the above relational equation 1 is a component relational equation that is closely related to the hardness of the weld zone. If the value of X is less than 0.31, it is difficult to sufficiently secure the hardness and strength of the weld zone. If the value of Therefore, the value of X is preferably in the range of 0.31 to 0.40. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the X value is more preferably 0.32, and the upper limit of the X value is more preferably 0.39.
  • the above relational equation 2 is a component relational equation related to hardenability to secure the microstructure and strength targeted by the present invention. If the value of Y is less than 125, it is difficult to secure sufficient strength because the microstructure targeted by the present invention cannot be obtained due to insufficient hardenability. If the value of Y exceeds 190, not only does the manufacturing cost increase, but there is a problem that the strength increases excessively and the elongation rate decreases. Therefore, the value of Y is preferably in the range of 125 to 190. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the Y value is more preferably 130, and the upper limit of the Y value is more preferably 185.
  • the above relational equation 3 is a component relational equation for securing an appropriate level of hardness and hardenability of the weld zone. If the value of Y/X is less than 410, Ceq is satisfied, but the target microstructure may not be obtained due to insufficient hardenability, making it difficult to secure strength. If the value of Y/X exceeds 620, hardenability is sufficiently secured, but there may be difficulty in securing the strength of the weld zone due to low Ceq. Therefore, the value of Y/X is preferably in the range of 410 to 620. In order to further enhance the above-mentioned effect and prevent problems, the lower limit of the Y/X value is more preferably 420, and the upper limit of the Y/X value is more preferably 600.
  • the cold rolled steel sheet according to the present invention has a center in terms of microstructure; and a surface layer formed outside the center in the thickness direction.
  • the central microstructure is expressed in area%, and includes the total of one or more types of ferrite and bainite: 5% or less (including 0%), one or more types of residual martensite and tempered martensite, and the surface layer microstructure is an area. In percentage, the total of one or more types of ferrite and bainite: 11% or less (excluding 0%), preferably including one or more types of residual martensite and tempered martensite.
  • the main phase of the central microstructure preferably includes at least one type of martensite and tempered martensite.
  • the martensite and tempered martensite are very advantageous structures for securing the strength, hole expandability, bending characteristics, and weldability targeted by the present invention.
  • one or more types of ferrite and bainite may inevitably be formed, and if the total fraction of one or more types of ferrite and bainite exceeds 5%, it may be difficult to secure the physical properties desired by the present invention. You can. It is more preferable that the total fraction of at least one type of ferrite and bainite is 3% or less.
  • the main phase of the surface microstructure preferably includes at least one type of martensite and tempered martensite.
  • the total fraction of at least one type of ferrite and bainite is 11% or less (excluding 0%). Since the ferrite and bainite are softer than martensite and tempered martensite, bending characteristics can be further improved by forming an appropriate level of ferrite and bainite in the surface layer. If the total fraction of one or more of the ferrite and bainite exceeds 11%, it is difficult to secure sufficient strength and bending characteristics may be poor. It is more preferable that the total fraction of at least one type of ferrite and bainite is 10% or less. In the present invention, the lower limit of the total fraction of one or more of the ferrite and bainite is not particularly limited, but may be 1% as an example.
  • the depth of the surface layer may vary depending on the thickness of the steel, and in one embodiment, it may be an area of up to 20 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel.
  • the average size of carbides is 260 nm or less. If the average size of the carbide exceeds 260 nm, bending characteristics may be poor. It is more preferable that the average size of the carbides is 250 nm or less. In the present invention, the smaller the average size of the carbide, the more advantageous, so there is no particular limitation on the lower limit. However, the lower limit of the average size of the carbide may be 10 nm as an example. Meanwhile, the carbide may be one or more of, for example, a carbide containing Fe and Mn, a carbide containing Mn and Cr, and a carbide containing Fe, Mn, Cr, and Mo.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention may have a surface roughness (Rsk) of -0.7 to -0.1.
  • the surface roughness (Rsk (Skewness)) is one of several factors of surface roughness related to the asymmetry of the sharp derivation area. The closer the surface roughness (Rsk) is to 0 or to a + value, the more advantageous it is to secure bending characteristics. As the negative value of the surface roughness (Rsk) increases, the valleys on the flat surface become deeper, stress is concentrated in this area, and the susceptibility to cracking increases, resulting in inferior bending characteristics. If the value of the surface roughness (Rsk) is less than -0.7, the bending characteristics may be inferior.
  • the value of the surface roughness (Rsk) exceeds -0.1, it is advantageous to secure bending characteristics, but manufacturing costs greatly increase because the surface of the roll must be processed. It is more preferable that the lower limit of the value of the surface roughness (Rsk) is -0.65. It is more preferable that the upper limit of the value of the surface roughness (Rsk) is -0.15.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention provided as described above has yield strength: 1150 ⁇ 1400MPa, tensile strength: 1470 ⁇ 1650MPa, yield ratio: 0.75 ⁇ 0.96, elongation: 4 ⁇ 11%, bending workability (R/t): 2 ⁇ 4, Hole expandability: 35 ⁇ 70%, (tensile strength Crack length at the minimum nugget diameter (3 ⁇ t, t: thickness of steel): may be 10 ⁇ m or less (including 0 ⁇ m). The crack length of 0 ⁇ m means that no crack occurs.
  • a 1.5t Gap is placed between two materials of 30mm ⁇ 100mm in size as shown in Figure 1, Force: 3.8KN, Welding time: 20cycle, Holding It may be formed by resistance spot welding by applying a welding current in the range of 5.0 to 6.0 kA under the condition of time: 10 cycles.
  • the thickness of the cold rolled steel sheet of the present invention may be 0.6 to 2.2 mm.
  • the lower limit of the thickness of the cold rolled steel sheet is more preferably 0.7 mm, and even more preferably 0.8 mm.
  • the upper limit of the thickness of the cold rolled steel sheet is more preferably 2.1 mm, and even more preferably 2.0 mm.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention may have a plating layer formed on at least one side.
  • the type of the plating layer there is no particular limitation on the type of the plating layer, and all types of plating layers commonly used in the art can be formed.
  • the plating layer may be an electric zinc plating layer.
  • the plating layer may be a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • a slab that satisfies the above-described alloy composition and equations 1 to 3 is heated at 1100 to 1300°C.
  • the slab heating process is performed to smoothly perform the subsequent hot rolling process and sufficiently obtain the target physical properties of the steel sheet. If the slab heating temperature is less than 1100°C, a problem occurs in which the hot rolling load rapidly increases. If the slab heating temperature exceeds 1300°C, the amount of surface scale increases and the yield of the material decreases.
  • the lower limit of the slab heating temperature is more preferably 1110°C, more preferably 1120°C, and most preferably 1130°C.
  • the upper limit of the slab heating temperature is more preferably 1290°C, more preferably 1280°C, and most preferably 1270°C.
  • the heated slab is subjected to final hot rolling at Ar3 ⁇ Ar3+120°C to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the finishing hot rolling temperature is lower than Ar3, rolling of ferrite + austenite in the two-phase region or ferrite phase occurs to create a mixed structure, and plate fracture may occur due to changes in the hot rolling load. If the finishing hot rolling temperature exceeds Ar3+120°C, a large amount of surface scale may occur and the surface quality may deteriorate.
  • the lower limit of the finish hot rolling temperature is more preferably Ar3+10°C, even more preferably Ar3+20°C, and most preferably Ar3+30°C.
  • the upper limit of the finish hot rolling temperature is more preferably Ar3+110°C, even more preferably Ar3+100°C, and most preferably Ar3+90°C.
  • Ar3 refers to the temperature at which austenite begins to transform into ferrite upon cooling, and can be obtained through Equation 1 below.
  • the hot rolled steel sheet is wound at Ms ⁇ 600°C.
  • the coiling temperature exceeds 600°C, internal oxidation occurs on the surface of the steel sheet, causing the microstructure formed in the surface layer to become uneven, and thus the bending characteristics may be inferior.
  • the coiling temperature is less than Ms, the strength of the hot-rolled steel sheet increases excessively, and the rolling load increases during cold rolling, which is a post-process, making actual production impossible.
  • the lower limit of the above coiling temperature is Ms+50°C. It is more preferable that the upper limit of the coiling temperature is 550°C.
  • the Ms refers to the temperature at which austenite begins to transform into martensite upon cooling, and can be obtained through Equation 2 below.
  • a pickling process may be performed to remove the oxide layer formed on the surface of the hot rolled steel sheet.
  • the coiled hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a cold rolling reduction rate of 35 to 70% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling reduction ratio is less than 35%, not only is it difficult to secure the thickness desired in the present invention, but there is a risk that austenite is generated during annealing heat treatment due to the remaining crystal grains formed during hot rolling, affecting the final physical properties. Additionally, the negative value of surface roughness (Rsk) may become excessively large, resulting in poor bending characteristics. If the cold rolling reduction ratio exceeds 70%, the rolling reduction in the length and width directions may become uneven due to work hardening that occurs during cold rolling, which may cause material deviation of the steel sheet.
  • the lower limit of the cold rolling reduction ratio is more preferably 36%, more preferably 37%, and most preferably 38%.
  • the upper limit of the cold rolling reduction ratio is more preferably 68%, more preferably 66%, and most preferably 64%.
  • the cold rolled steel sheet is continuously annealed at Ac3+20°C to Ac3+80°C.
  • the continuous annealing temperature is less than Ac3+20°C, a mixed structure may be formed as annealing occurs in a two-phase region rather than a single-phase region over the entire length of the steel sheet, making it difficult to secure the physical properties targeted by the present invention. You can.
  • the continuous annealing temperature exceeds Ac3+80°C, equipment problems may occur due to overload of the annealing furnace.
  • the lower limit of the continuous annealing temperature is more preferably Ac3+21°C, even more preferably Ac3+24°C, and most preferably Ac3+25°C.
  • the upper limit of the continuous annealing temperature is more preferably Ac3+70°C, even more preferably Ac3+60°C, and most preferably Ac3+50°C.
  • Ac3 refers to the temperature at which austenite begins to appear upon heating, and can be obtained through Equation 3 below.
  • the continuous annealing can be performed for 30 to 230 seconds.
  • the continuous annealing time is less than 30 seconds, there is a disadvantage in that it is difficult to secure a single-phase austenite structure. If the continuous annealing time exceeds 230 seconds, the austenite size becomes coarse, making it difficult to secure strength and bending properties.
  • the lower limit of the continuous annealing time is more preferably 40 seconds, more preferably 50 seconds, and most preferably 60 seconds.
  • the upper limit of the continuous annealing time is more preferably 220 seconds, more preferably 210 seconds, and most preferably 200 seconds.
  • the continuously annealed cold rolled steel sheet is first cooled at an average cooling rate of 1 to 6°C/s until the primary cooling end temperature (T1) is 670 to 750°C. If the first cooling end temperature (T1) is less than 670°C, a large amount of soft ferrite and bainite other than martensite are formed during the cooling process, which may cause the surface layer structure to become non-uniform, resulting in poor bending characteristics. If the primary cooling end temperature (T1) exceeds 750°C, the temperature difference between the first cooling end temperature (T1) and the secondary cooling end temperature (T2) increases, causing rapid phase transformation, which may result in poor product shape. . It is more preferable that the lower limit of the primary cooling end temperature is 680°C.
  • the upper limit of the primary cooling end temperature is 740°C. If the first average cooling rate is less than 1°C/s, ferrite is formed during cooling, making it impossible to secure the level of strength targeted by the present invention. If the first average cooling rate exceeds 6°C/s, the average cooling rate during the subsequent secondary cooling decreases, and the fraction of low-temperature transformation phases other than martensite increases, thereby increasing the strength at the level targeted by the present invention. cannot be secured. It is more preferable that the lower limit of the primary average cooling rate is 2°C/s. It is more preferable that the upper limit of the primary average cooling rate is 5°C/s.
  • the primary cooled cold-rolled steel sheet is secondarily cooled at an average cooling rate of 40 to 110°C/s until the secondary cooling end temperature (T2) is 50 to 200°C.
  • the secondary cooling is to secure one or more types of martensite and tempered martensite, which are the main phases of the present invention. If the secondary cooling end temperature (T2) is less than 50°C, shape defects are caused by rapid phase transformation, and continuous production is difficult due to the meandering problem of the strip. If the secondary cooling end temperature (T2) exceeds 200°C, there may be difficulty in securing the strength targeted by the present invention.
  • the lower limit of the secondary cooling end temperature is more preferably 55°C, more preferably 60°C, and most preferably 65°C.
  • the upper limit of the secondary cooling end temperature is more preferably 195°C, more preferably 190°C, and most preferably 185°C. If the secondary average cooling rate is less than 40°C/s, soft ferrite transformation occurs during cooling, making it difficult to secure the target strength. If the secondary average cooling rate exceeds 110°C/s, the shape of the product may become poor due to rapid phase transformation.
  • the lower limit of the secondary average cooling rate is more preferably 45°C/s, more preferably 50°C/s, and most preferably 55°C/s.
  • the upper limit of the secondary average cooling rate is more preferably 105°C, more preferably 100°C, and most preferably 95°C.
  • ⁇ T Ms - secondary cooling end temperature (T2).
  • the above relational equation 4 is a relational equation for obtaining the strength targeted by the present invention by securing the total fraction of at least one type of martensite and tempered martensite to be obtained in the present invention. If the value of F is less than 0.9, it may be difficult to secure the strength targeted by the present invention. It is more preferable that the value of F is 0.91 or more. In the present invention, the higher the value of F, the more advantageous, so there is no particular limitation on the upper limit. However, the upper limit of the F value may be 0.99 as an example.
  • ⁇ T is Ms - secondary cooling end temperature (T2)
  • Z is 3500C + 150Mn + 50(Si+Cr+Mo) + 1000Nb.
  • the relational expression 5 is a relational expression that examines the relationship between the relational expression 4 and the strength-related factors. If the value of F If the value of F ⁇ Z exceeds 1200, the strength may be excessively high and the elongation may be low. It is more preferable that the lower limit of the value of F ⁇ Z is 960. It is more preferable that the upper limit of the value of F ⁇ Z is 1180.
  • the primary cooling end temperature (T1) - the secondary cooling end temperature (T2) It is desirable to control the primary cooling end temperature (T1) - the secondary cooling end temperature (T2) to be 650°C or lower. If the primary cooling end temperature (T1) - secondary cooling end temperature (T2) exceeds 650°C, shape defects may occur. It is more preferable that the primary cooling end temperature (T1) and the secondary cooling end temperature (T2) are 600°C or less.
  • the secondary cooled cold rolled steel sheet is reheated to an overaging temperature (H) of 100 to 250° C. and then subjected to overaging treatment for 5 to 12 minutes.
  • H overaging temperature
  • the martensite obtained by the quenching process described above can be transformed into tempered martensite to increase the yield strength.
  • the reheating temperature and overaging temperature are less than 100°C, there is a disadvantage in that the yield strength is low and sufficient toughness cannot be secured because sufficient tempering is not performed.
  • the reheating temperature and overaging temperature exceed 250°C, there is a disadvantage in that bending workability is deteriorated due to large amounts of carbides being precipitated and coarsened.
  • the lower limit of the reheating temperature and over-aging treatment temperature is more preferably 110°C, more preferably 120°C, and most preferably 130°C.
  • the upper limit of the reheating temperature and over-aging treatment temperature is more preferably 245°C, more preferably 240°C, and most preferably 235°C. If the overaging treatment time is less than 5 minutes, the yield strength may be lowered due to insufficient tempering. If the overaging treatment time exceeds 12 minutes, the carbide may become coarse due to excessive tempering, resulting in poor bending characteristics.
  • the lower limit of the over-aging treatment time is more preferably 5.5 minutes, more preferably 6.0 minutes, and most preferably 6.5 minutes.
  • the upper limit of the over-aging treatment time is more preferably 11.5 minutes, more preferably 11 minutes, and most preferably 10.5 minutes.
  • the over-aging treatment temperature (H) - secondary cooling end temperature (T2) it is preferable to control the over-aging treatment temperature (H) - secondary cooling end temperature (T2) to be 30°C or higher. If the overaging treatment temperature (H) - secondary cooling end temperature (T2) is less than 30°C, tempering is not sufficient and it is difficult to secure the target yield strength. It is more preferable that the over-aging treatment temperature (H) - secondary cooling end temperature (T2) is 50°C or higher.
  • the over-aged cold rolled steel sheet is temper rolled (SPM (Skin Pass Mill)) with a rolling force of 500 to 1000 tons.
  • the temper rolling enables control of surface roughness (Rsk). If the reduction force during temper rolling is less than 500 tons, it is not easy to control the surface roughness (Rsk) due to the low load, and if it exceeds 1000 tons, work hardening of the surface is severe and bending characteristics may be inferior.
  • the lower limit of the reduction force during temper rolling is more preferably 550 tons, and even more preferably 600 tons.
  • the upper limit of the reduction force during temper rolling is more preferably 950 tons, and even more preferably 900 tons.
  • the temper-rolled cold-rolled steel sheet is tension leveled (T/L) at an elongation of 0.05 to 0.65%.
  • the tension leveling is for correcting the shape of the steel plate. If the elongation during tension leveling is less than 0.05%, shape correction may be difficult. If the elongation during tension leveling exceeds 0.65%, work hardening may become severe and bending characteristics may become inferior.
  • the lower limit of elongation during tension leveling is more preferably 0.10%, and even more preferably 0.15%.
  • the upper limit of elongation during tension leveling is more preferably 0.60%, and even more preferably 0.55%.
  • the step of forming an electrogalvanized layer on at least one surface of the cold rolled steel sheet may be further included.
  • the method of forming the electrogalvanized layer there is no particular limitation on the method of forming the electrogalvanized layer, and all methods commonly used in the technical field can be used.
  • the microstructure was measured using scanning electron microscopy (SEM) and optical microscopy at the surface layer of the steel sheet (based on this example, 20 ⁇ m in the thickness direction from the surface) and 1/4t (t: thickness of steel) from the surface of the steel sheet. After observation through (OM), the fraction of each phase was analyzed three times through image analysis, and the average value was calculated.
  • SEM scanning electron microscopy
  • t thickness of steel
  • the average size of carbides was photographed with a transmission electron microscope (TEM) at a position 1/4t (t: thickness of steel) from the surface of the steel plate, and then the average value was calculated.
  • TEM transmission electron microscope
  • Yield strength, tensile strength, yield ratio, and total elongation are determined by processing cold-rolled steel sheets into specimens of JIS standards (gauge length: 25 ⁇ 50 mm, total specimen length: 200 to 260 mm) and testing at a speed of 28 mm/min. It was measured by a tensile test.
  • Bending workability is measured by processing a cold-rolled steel sheet into a specimen of 100 mm in width x 30 mm in length, then performing a 90° bending test at a test speed of 100 mm/min, and bending using a stereoscopic microscope. The occurrence of negative cracks was confirmed, and the R/t value was obtained by dividing the minimum bending radius (R value of the mold) at which no cracks occurred by the thickness of the specimen (mm).
  • Hole expandability was measured according to the ISO 16330 standard, and the hole was sheared with a clearance of 12% using a 10 mm diameter punch.
  • the crack length at the minimum nugget diameter (3 ⁇ t, t: steel thickness (mm)) of the weld zone is as shown in Figure 1, with a 1.5t gap between two materials of 30mm x 100mm in size, Force: 3.8KN, Welding After performing resistance spot welding by applying a welding current in the range of 5.0 ⁇ 6.0kA under the conditions of time: 20cycle, holding time: 10cycle, the cross section of the welded area was observed with an optical microscope to determine the minimum nugget diameter (3 ⁇ t). The crack length of the area was measured.
  • Figure 1 is a schematic diagram for evaluating the presence or absence of cracks at the minimum nugget diameter (3 ⁇ t) of a resistance spot weld zone.
  • the hardness of the spot weld zone was measured 10 times using Vickers hardness (load: 500 gf) for the spot weld zone, and the average value was calculated.
  • Figure 2 is a microstructure photograph of the surface layer of Inventive Example 1 observed with an electron microscope (SEM)
  • Figure 3 is a microstructure photograph of the surface layer portion of Comparative Example 5 observed with an electron microscope (SEM).
  • Inventive Example 1 mostly has martensite and tempered martensite structures, but Comparative Example 5 contains a significant amount of ferrite and bainite structures. Able to know.
  • Figure 4 is a microstructure photograph of the cross-section of the weld of Inventive Example 4 observed with an optical microscope
  • Figure 5 is a microstructure photograph of the cross-section of the weld of Comparative Example 1 observed with an optical microscope.
  • Figures 4 and 5 in the case of Inventive Example 4, no cracks occurred, but in the case of Comparative Example 1, cracks occurred.

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Abstract

본 발명은 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 범퍼 빔, 실 사이드 빔 등과 같은 자동차 보강재용 강재나 사이드 프레임, 크로스 멤버 등과 같은 전기자동차 배터리 케이스 보호용 강재 등으로 사용하기 적합한 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

냉연강판 및 그 제조방법
본 발명은 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 범퍼 빔, 실 사이드 빔 등과 같은 자동차 보강재용 강재나 사이드 프레임, 크로스 멤버 등과 같은 전기자동차 배터리 케이스 보호용 강재 등으로 사용하기 적합한 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 승객의 충돌 안전성과 관련된 보강재용 부품에 주로 사용되는 강재의 경우, 냉간성형기법을 이용하여 제조시 높은 가공특성, 특히 굽힘성이 우수한 초고강도강 개발이 요구된다. 이를 위해, 마르텐사이트 단상을 이용하여 인장강도 1470MPa급 이상의 초고강도강 및 그 제조방법에 관한 연구가 활발히 진행되고 있다. 근래, 성형이 용이한 고온에서 소재를 성형한 후, 다이와 소재 간의 수냉을 통해 요구되는 강도를 확보하는 열간프레스 성형(Hot Press Forming, HPF) 공법이 개발되고 있다. 동일한 두께 대비 높은 강도를 확보할 수 있기 때문에, 부품 제조시 HPF 공법을 많이 이용하고 있으나, 과도한 설비 투자비와 공정비용의 증가로 인해 적용에 문제점이 있어, 냉간 스탬핑용 소재의 개발이 필요한 실정이다. 따라서, 냉간 스탬핑용 소재로써 사용이 적합하고, 충돌 성능 확보를 위해 고강도 및 고항복비를 가지며, 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 개발이 요구된다.
이러한 방법의 대표적인 종래기술로는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 C:0.25~0.4%, Si:1.0%이하, Mn:1.5~2.5%, P:0.02%이하, S:0.003%이하, Al:0.01~0.1%, N:0.005%이하, B:0.0005~0.005%를 포함하고, 또한 Ti:0.005~0.1%, Nb:0.005~0.1%, 합계로 0.005~0.1%를 포함하며, 마르텐사이트 단상 조직을 이용하여 Ae3 변태점 이상 900℃이하의 온도역에 가열 보관유지 후, 평균 냉각 속도 300℃/s 이상에서 200℃이하까지 급냉하고, 이어서 250℃이하에서 템퍼링하여 제조하는 것에 관한 것이다. 그러나, 특허문헌 1의 경우, 수냉각에 의해 형상(평탄도)이 열위하여 성형시 불량이 발생하는 문제가 있다.
특허문헌 2는 C:0.05% 이상 0.35%이하, Si:0.01% 이상 2.0%이하, Mn:0.8% 이상 3.0%이하, P:0.05% 이하, S:0.005% 이하, Al:0.005% 이상 0.10%이하, N:0.0060% 이하를 포함하고, 페라이트 면적률이 0% 이상 90% 이하, 베이나이트 면적률이 5% 이하(0% 포함), 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 면적률이 10% 이상(100% 포함), 잔류 오스테나이트 면적률이 2.0%이하(0% 포함)인 강조직를 가지며, 폭방향의 항복강도 표준편차가 30MPa 이하, 길이 1m에서 전단했을 때의 판 강판의 최대 휨량이 10 mm이하인 박강판에 관한 것이다. 그러나, 특허문헌 2의 경우에도 소둔 후 급속냉각에 의해 형상불량이 발생한다는 문제점이 있다.
따라서, 상술한 문제점을 해결하기 위해, 구멍확장성, 굽힘특성 및 용접성이 우수한 인장강도 1470MPa 이상의 초고강도 냉연강판 및 도금강판의 개발이 필요하다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 특허공개공보 특개2010-248565호
(특허문헌 2) 일본 특허공개공보 특개2020-019992호
본 발명의 일측면은, 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일측면은, 구멍확장성, 굽힘특성 및 용접성이 우수한 인장강도 1470MPa 이상의 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.26%, 실리콘(Si): 0.03~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 크롬(Cr): 0.03~0.30%, 몰리브덴(Mo): 0.03~0.30%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.03%이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.10%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하며, 중심부; 및 상기 중심부의 두께 방향 기준 외측에 형성되는 표층부;를 포함하며, 상기 중심부의 미세조직은 면적%로, 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계: 5% 이하(0%를 포함), 잔부 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하고, 상기 표층부의 미세조직은 면적%로, 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계: 11% 이하(0%는 제외), 잔부 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하며, 탄화물의 평균 크기가 260nm 이하인 냉연강판을 제공한다.
[관계식 1] 0.31 ≤ X = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.40
[관계식 2] 125 ≤ Y = 48.8 + 49logC + 35.1Mn + 25.9Si + 14.5Ni + 9.6Cu + 76.5Cr + 105.9Mo + 1325Nb + 10000B ≤ 190
[관계식 3] 410 ≤ Y/X ≤ 620
(단, 상기 관계식 1 내지 3에서 각 합금원소의 함량은 중량%임.)
상기 냉연강판은 표면조도(Rsk)가 -0.7~-0.1일 수 있다.
상기 냉연강판은 항복강도가 1150~1400MPa일 수 있다.
상기 냉연강판은 인장강도가 1470~1650MPa일 수 있다.
상기 냉연강판은 항복비가 0.75~0.96일 수 있다.
상기 냉연강판은 연신율이 4~11%일 수 있다.
상기 냉연강판은 굽힘가공성(R/t)이 2~4일 수 있다.
상기 냉연강판은 구멍확장성이 35~70%일 수 있다.
상기 냉연강판은 (인장강도×구멍확장성)/(굽힘가공성(R/t))이 15000~35000MPa%일 수 있다.
상기 냉연강판은 저항 점 용접후, 점 용접부 경도가 440~570Hv일 수 있다.
상기 냉연강판은 저항 점 용접후, 점 용접부의 최소너깃직경(3√t, t: 강재의 두께)에서의 크랙 길이가 10㎛ 이하(0㎛를 포함)일 수 있다.
상기 냉연강판은 적어도 일면에 전기아연도금층이 형성될 수 있다.
상기 표층부는 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 20㎛까지의 영역일 수 있다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.26%, 실리콘(Si): 0.03~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 크롬(Cr): 0.03~0.30%, 몰리브덴(Mo): 0.03~0.30%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.03%이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.10%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3~Ar3+120℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 Ms~600℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 35~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3+20℃~Ac3+80℃에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔된 냉연강판을 670~750℃의 1차 냉각종료온도(T1)까지 1~6℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 50~200℃의 2차 냉각종료온도(T2)까지 40~110℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 냉연강판을 100~250℃의 과시효처리온도(H)까지 재가열한 후, 5~12분 동안 과시효처리하는 단계; 및 상기 상기 과시효처리된 냉연강판을 500~1000ton의 압하력으로 조질압연하는 단계; 및 상기 조질압연된 냉연강판을 0.05~0.65%의 연신율로 텐션 레벨링하는 단계;를 포함하고, 상기 2차 냉각시, 하기 관계식 4 및 5를 만족하며, 상기 1차 냉각종료온도(T1)-2차 냉각종료온도(T2)가 650℃ 이하가 되도록 제어하고, 상기 과시효처리온도(H)-2차 냉각종료온도(T2)가 30℃ 이상이 되도록 제어하는 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 0.31 ≤ X = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.40
[관계식 2] 125 ≤ Y = 48.8 + 49logC + 35.1Mn + 25.9Si + 14.5Ni + 9.6Cu + 76.5Cr + 105.9Mo + 1325Nb + 10000B ≤ 190
[관계식 3] 410 ≤ Y/X ≤ 620
[관계식 4] F = 1 - exp{-(1.10×10-2×△T)} ≥ 0.9
[관계식 5] 940 ≤ F×Z ≤ 1200
(단, 상기 관계식 1 내지 3에서 각 합금원소의 함량은 중량%이고, △T는 Ms - 2차 냉각종료온도(T2)이며, Z는 3500C + 150Mn + 50(Si+Cr+Mo) + 1000Nb임.)
상기 연속소둔은 30~230초 동안 행하여질 수 있다.
상기 텐션 레벨링 후, 상기 냉연강판의 적어도 일면에 전기아연도금층을 형성시키는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 일측면에 따르면, 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 바람직한 일측면에 따르면, 구멍확장성, 굽힘특성 및 용접성이 우수한 인장강도 1470MPa 이상의 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 저항 점 용접부의 최소너깃직경(3√t)에서의 크랙발생유무를 평가하기 위한 모식도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 표층부를 전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 5의 표층부를 전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 4의 용접부 단면을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1의 용접부 단면을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다.
여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
본 발명자들은 합금조성 및 제조조건을 제어함으로써 미세조직 및 탄화물을 적절히 제어하고, 특히, 표면조도를 제어함으로써 구멍확장성, 굽힘특성 및 용접성이 우수한 인장강도 1470MPa 이상의 초고강도 냉연강판을 제조할 수 있음을 인지하고, 본 발명을 완성하게 되었다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 냉연강판에 대해서 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대해서 설명한다. 하기 설명되는 합금조성은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.19~0.26%
C는 침입형 고용원소로써 강의 강도를 향상시키는데 가장 효과적이고 중요한 원소이다. 또한, 마르텐사이트 강의 강도 확보를 위해 필수적으로 첨가해야 하는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.19% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 항복비와 인장강도를 얻기 곤란할 수 있다. 상기 C의 함량이 0.26%를 초과하는 경우에는 경화능의 급격한 증가로 인해 냉각 중 마르텐사이트가 과도하게 형성되고, 이로 인해, 강도가 급격히 증가하여 연신율이 열위해질 수 있다. 또한, 용접성이 열위해질 수 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.19~0.26%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 C 함량의 하한은 0.20%인 것이 보다 바람직하고, 상기 C 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.03~0.50%
Si는 연속소둔 및 냉각 후 행하여지는 재가열 및 과시효 처리 단계에서 탄화물의 생성을 억제하고 탄화물의 크기를 제어하는 역할을 한다. 상기 Si의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 얻기 곤란할 수 있다. 상기 Si의 함량이 0.50%를 초과하는 경우에는 연속소둔 및 냉각 후 페라이트가 생성되어 강의 강도를 약화시킬 우려가 있다. 뿐만 아니라, Si는 비저항을 상승시키는 원소로서 저항점 용접성이 열위해질 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.03~0.50%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Si 함량의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 상기 Si 함량의 상한은 0.40%인 것이 보다 바람직하고, 0.30%인 것이 보다 더 바람직하다.
망간(Mn): 1.4~2.0%
Mn은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 1.4% 미만인 경우에는 경화능이 낮아 연속소둔 후 냉각시 냉각속도가 충분히 빠르지 않을 경우 마르텐사이트가 형성되지 않기 때문에 본 발명에서 목표로 하는 수준의 강도를 확보하기 어려워진다. 상기 Mn의 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 연속소둔 후 냉각시 Ms온도가 낮아져 최종 냉각 온도가 낮아짐에 따라 강판의 형상이 불량해진다. 또한, 초기 마르텐사이트 조직의 확보가 어렵다. 아울러, 제강/연속주조 조업시 슬라브 길이방향으로 Mn계 편석대가 발생하여 굽힘성을 열위시킨다. 즉, 두께방향으로 망간이 편석되어 슬라브 내 망간띠(Mn band)가 형성됨에 따라 연속주조시 크랙이 발생함과 더불어 압연공정시 결함 발생이 높아지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.4~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Mn 함량의 하한은 1.5%인 것이 보다 바람직하고, 상기 Mn 함량의 상한은 1.9%인 것이 보다 바람직하다.
크롬(Cr): 0.03~0.30%
Cr은 페라이트 변태를 억제함으로써 저온변태조직 확보를 용이하게 하는 원소이다. 또한, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있다. 상기 Cr의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 경화능이 낮아 연속소둔 후 냉각시 냉각속도가 충분히 빠르지 않을 경우 마르텐사이트가 형성되지 않아 본 발명이 목표로 하는 수준의 강도를 확보하기 어려워진다. 상기 Cr의 함량이 0.30%를 초과하는 경우에는 내지연파괴성이 열화될 수 있으며, CrC 등과 같은 탄화물을 형성하여 구멍확장성 및 굽힘가공성을 저해하고, 합금 투입량 과다에 의한 원가가 증가될 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.03~0.30%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Cr 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 상기 Cr 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.03~0.30%
Mo는 강의 퀜칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo계 미세 탄화물을 생성시키는 효과 및 마르텐사이트 미세화에 의한 내지연파괴 특성의 개선 효과를 발휘하는 원소이다. 상기 Mo의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 얻기 곤란할 수 있다. 상기 Mo의 함량이 0.30%를 초과하는 경우에는 고가의 합금원소 첨가에 따른 원가상승에 비해 상술한 효과가 크게 증가하지 않는다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.03~0.30%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Mo 함량의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 상기 Mo 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.005%
B는 페라이트 형성을 억제하는 원소이며, 이에 따라, 본 발명에서는 연속소둔 후 냉각시 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 상기 B의 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 경화능 효과가 전혀 없어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 표층부에 페라이트가 과도하게 형성되어 굽힘가공성이 열위해지는 문제가 있다. 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하는 경우에는 연성이 크게 저하될 수 있다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0005~0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 B 함량의 하한은 0.0007%인 것이 보다 바람직하고, 상기 B 함량의 상한은 0.004%인 것이 보다 바람직하다.
인(P): 0.03%이하(0%는 제외)
P는 강 중에 포함되는 불순물 원소로써, 상기 P의 함량이 0.03%를 초과하는 경우에는 용접성이 악화되고, 강의 취성이 발생할 우려가 있다. 한편, 상기 P는 강중에 첨가되는 양이 적을수록 유리하지만 제조공정 상 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.03% 이하(0%는 제외)인 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 P의 함량은 0.025% 이하인 것이 보다 바람직하다.
황(S): 0.003% 이하(0%는 제외)
S는 P와 마찬가지로 강 중에 포함되는 불순물 원소로써, 상기 S의 함량이 0.003%를 초과하는 경우에는 연성과 용접성을 저해할 수 있고, MnS 석출물이 다량 형성되어 굽힘가공성이 열위해질 수 있다. 한편, 상기 S는 강중에 첨가되는 양이 적을수록 유리하지만 제조공정 상 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.003%(0%는 제외) 이하인 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 S의 함량은 0.0025% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0020% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외)
N은 불순물 원소로써, 그 함량이 0.01%를 초과하는 경우에는 AlN 형성 등에 의해 연속주조시 크랙 발생 위험성을 크게 증가시킨다. 상기 N의 함량은 제조공정 상 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.01% 이하(0%는 제외)의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 N의 함량은 0.008% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.10%
Al은 용강 내 산소 제거를 위해 첨가될 수 있다. 상기 Al의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 탈산이 충분히 이루어지지 않아 강재의 청정성을 해치게 된다. 상기 Al의 함량이 0.10%를 초과하는 경우에는 슬라브의 주조성이 나빠질 뿐만 아니라, 연속소둔시 단상역 가열을 위해 필요한 온도가 높아지게 되어 생산 및 설비 문제가 있을 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.10%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Al 함량의 상한은 0.075%인 것이 보다 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01~0.05%
Nb는 오스테나이트 입계에 편석되어 연속소둔 과정에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 석출물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다. 상기 Nb의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 오스테나이트 결정립 미세화 및 석출강화 효과를 충분히 얻을 수 없다. 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 조대한 탄질화물의 석출이 증대하고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 낮아질 우려가 있다. 또한, 모재의 가공성이 저하되고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.01~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Nb 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 상기 Nb 함량의 상한은 0.045%인 것이 보다 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.005~0.05%
Ti는 질화물 형성원소로써, 고용 N을 TiN으로 석출시켜서 scavenging을 하는 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 강도 상승 효과를 얻기 곤란할 뿐만 아니라, 고용 N을 scavenging하는 효과가 적어져 AlN을 다량 형성함에 따라 연속주조시 크랙이 발생할 가능성이 있다. 상기 Ti의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물을 석출시킴에 따라 마르텐사이트의 강도가 감소될 수 있고, 과도한 TiC 및 TiN 등의 탄·질화물 형성에 의하여 구멍확장성 및 굽힘가공성을 저해할 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Ti 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 상기 Ti 함량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하다.
나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 냉연강판은 전술한 합금조성을 만족함과 동시에 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] 0.31 ≤ X = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.40
상기 관계식 1은 용접부 경도와 밀접한 관계가 있는 성분관계식이다. 상기 X의 값이 0.31 미만인 경우에는 용접부 경도 및 강도를 충분히 확보하기 어렵다. 상기 X의 값이 0.40을 초과하는 경우에는 용접부 경도가 과도하게 높아져 취성 파단 위험성이 증가하게 되고, 이로 인해 충돌 안정성이 열위해질 수 있다. 따라서, 상기 X의 값은 0.31~0.40의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 X 값의 하한은 0.32인 것이 보다 바람직하고, 상기 X 값의 상한은 0.39인 것이 보다 바람직하다.
[관계식 2] 125 ≤ Y = 48.8 + 49logC + 35.1Mn + 25.9Si + 14.5Ni + 9.6Cu + 76.5Cr + 105.9Mo + 1325Nb + 10000B ≤ 190
상기 관계식 2는 본 발명이 목표로 하는 미세조직 및 강도를 확보하기 위한 경화능과 관련된 성분관계식이다. 상기 Y의 값이 125 미만인 경우에는 경화능이 부족함에 따라 본 발명이 목표로 하는 미세조직을 얻지 못해 충분한 강도를 확보하기 곤란하다. 상기 Y의 값이 190을 초과하는 경우에는 제조원가가 증가할 뿐만 아니라 강도가 과도하게 높아져 연신율이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 Y의 값은 125~190의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Y 값의 하한은 130인 것이 보다 바람직하고, 상기 Y 값의 상한은 185인 것이 보다 바람직하다.
[관계식 3] 410 ≤ Y/X ≤ 620
상기 관계식 3은 적정 수준의 용접부 경도와 경화능을 확보하기 위한 성분 관계식이다. 상기 Y/X의 값이 410 미만인 경우에는 Ceq는 만족하나, 경화능 부족에 따라 목표로 하는 미세조직을 얻지 못하여 강도 확보가 어려울 수 있다. 상기 Y/X의 값이 620을 초과하는 경우에는 경화능은 충분히 확보가 되나, Ceq가 낮아 용접부 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 따라서, 상기 Y/X의 값은 410~620의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 보다 강화하고, 문제점 발생을 방지하기 위하여, 상기 Y/X 값의 하한은 420인 것이 보다 바람직하고, 상기 Y/X 값의 상한은 600인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명에 따른 냉연강판은 미세조직 측면에서 중심부; 및 상기 중심부의 두께 방향 기준 외측에 형성되는 표층부;로 구분될 수 있다.
상기 중심부 미세조직은 면적%로, 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계: 5% 이하(0%를 포함), 잔부 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하고, 표층부 미세조직이 면적%로, 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계: 11% 이하(0%는 제외), 잔부 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 중심부 미세조직의 주상은 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트는 본 발명이 목표로 하는 강도, 구멍확장성, 굽힘특성 및 용접성 확보에 매우 유리한 조직이다. 다만, 제조공정상 불가피하게 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상이 형성될 수 있으며, 상기 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계 분율이 5%를 초과하는 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 물성을 확보하기 곤란할 수 있다. 상기 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계 분율은 3% 이하인 것이 보다 바람직하다.
상기 표층부 미세조직의 주상은 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 더불어, 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계 분율이 11% 이하(0%는 제외)인 것이 바람직하다. 상기 페라이트 및 베이나이트는 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 대비 연질이므로, 표층부에 적정 수준의 페라이트 및 베이나이트를 형성시킴으로써 굽힘특성을 보다 향상시킬 수 있다. 상기 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계 분율이 11%를 초과하는 경우에는 충분한 강도를 확보하기 곤란하고, 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 상기 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계 분율은 10% 이하인 것이 보다 바람직하다. 본 발명에서는 상기 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계 분율의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 일례로서 1%일 수 있다.
한편, 상기 표층부는 강재의 두께에 따라 깊이가 변경될 수 있으며, 일 실시예로는 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 20㎛까지의 영역일 수 있다.
본 발명의 냉연강판은 탄화물의 평균 크기가 260nm 이하인 것이 바람직하다. 상기 탄화물의 평균 크기가 260nm를 초과하는 경우에는 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 상기 탄화물 평균 크기는 250nm 이하인 것이 보다 바람직하다. 본 발명에서는 상기 탄화물의 평균 크기가 작을수록 유리하므로, 그 하한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상기 탄화물의 평균 크기의 하한은 일례로서 10nm일 수 있다. 한편, 상기 탄화물은 일례로서 Fe 및 Mn이 포함된 탄화물, Mn 및 Cr이 포함된 탄화물, Fe, Mn, Cr 및 Mo가 포함된 탄화물 중 1종 이상일 수 있다.
본 발명의 냉연강판은 표면조도(Rsk)가 -0.7~-0.1일 수 있다. 상기 표면조도(Rsk(Skewness))는 날카로운 도출 부위의 비대칭성과 관련된 표면거칠기의 여러 인자 중 하나이다. 상기 표면조도(Rsk)의 값은 0에 가까울수록 또는 +값이 될수록 굽힘특성 확보에 유리하다. 상기 표면조도(Rsk)의 -값이 커질수록 평탄한 면에 골(valley)이 깊어져 이 부분에 응력 집중이 되어 크랙 발생 민감성이 높아지고, 이로 인해, 굽힘특성이 열위하게 된다. 상기 표면조도(Rsk)의 값이 -0.7 미만인 경우에는 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 상기 표면조도(Rsk)의 값이 -0.1을 초과하는 경우에는 굽힘특성 확보에는 유리하나, 롤(roll)의 표면을 가공해야 되기 때문에 제조비용이 매우 증가하게 된다. 상기 표면조도(Rsk)의 값의 하한은 -0.65인 것이 보다 바람직하다. 상기 표면조도(Rsk)의 값의 상한은 -0.15인 것이 보다 바람직하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 냉연강판은 항복강도: 1150~1400MPa, 인장강도: 1470~1650MPa, 항복비: 0.75~0.96, 연신율: 4~11%, 굽힘가공성(R/t): 2~4, 구멍확장성: 35~70%, (인장강도×구멍확장성)/(굽힘가공성(R/t))이 15000~35000MPa%, 점 용접부 경도: 440~570Hv, 저항 점(spot) 용접부의 최소너깃직경(3√t, t: 강재의 두께)에서의 크랙 길이: 10㎛ 이하(0㎛를 포함)일 수 있다. 상기 크랙 길이가 0㎛라는 것은 크랙이 발생하지 않은 것을 의미한다. 한편, 본 발명에서는 상기 용접부의 종류에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 일례로서, 도 1과 같이 30mm×100mm 사이즈의 소재 2개 사이에 1.5t Gap을 두고, Force: 3.8KN, Welding time: 20cycle, Holding time: 10cycle인 조건에서 Welding current를 5.0~6.0kA의 범위로 적용하여 저항 점 용접하여 형성된 것일 수 있다.
본 발명의 냉연강판의 두께는 0.6~2.2mm일 수 있다. 상기 냉연강판 두께의 하한은 0.7mm인 것이 보다 바람직하고, 0.8mm인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 냉연강판 두께의 상한은 2.1mm인 것이 보다 바람직하고, 2.0mm인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 냉연강판은 적어도 일면에 도금층이 형성될 수 있다. 본 발명에서는 상기 도금층의 종류에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 모든 종류의 도금층이 형성될 수 있다. 다만, 일례로서, 상기 도금층은 전기아연도금층일 수 있다. 한편으로는, 또 다른 일례로서, 상기 도금층은 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 냉연강판의 제조방법에 대해서 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성과 관계식 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열한다. 상기 슬라브 가열 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 상기 슬라브 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생한다. 상기 슬라브 가열온도가 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일 양이 증가하여 재료의 수율이 저하된다. 상기 슬라브 가열온도의 하한은 1110℃인 것이 보다 바람직하고, 1120℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1130℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 슬라브 가열온도의 상한은 1290℃인 것이 보다 바람직하고, 1280℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1270℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 가열된 슬라브를 Ar3~Ar3+120℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열간압연 온도가 Ar3 미만인 경우에는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지며, 열간압연하중의 변동으로 인해 판파단이 발생할 수 있다. 상기 마무리 열간압연 온도가 Ar3+120℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일이 많이 발생하여 표면품질이 열위해질 수 있다. 상기 마무리 열간압연 온도의 하한은 Ar3+10℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+20℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ar3+30℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 열간압연 온도의 상한은 Ar3+110℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+100℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ar3+90℃인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 Ar3는 냉각시 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도를 의미하며, 하기 식 1을 통해 구할 수 있다.
[식 1] Ar3(℃) = 910 - 203√C + 44.7Si + 31.5Mo
이후, 상기 열연강판을 Ms~600℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 600℃를 초과하는 경우에는 강판 표면에 내부산화가 발생하여 표층부에 형성되는 미세조직이 불균일해지고, 이에 따라, 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 한편, 열연강판의 미세조직을 가능한 복합조직이 아닌 단상조직으로 형성하여 전장, 전폭의 재질 균일성을 확보하기 위해 상기 권취온도를 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 권취온도가 Ms 미만인 경우에는 열연강판의 과도하게 강도가 높아져서 후공정인 냉간압연시 압연하중이 높아져 실제 생산을 불가능하게 할 수 있다. 상기 권취온도의 하한은 Ms+50℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 550℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 Ms는 냉각시 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되기 시작하는 온도를 의미하며, 하기 식 2를 통해 구할 수 있다.
[식 2] Ms(℃) = 539 - 423C - 30.4Mn - 7.5Si + 30Al - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo
한편, 상기 권취 후에는 수냉을 통해 냉각할 수 있다. 아울러, 상기 냉각 후에는 열연강판의 표면에 형성된 산화층을 제거하기 위하여 산세 공정을 수행할 수 있다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 35~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압하율이 35% 미만인 경우에는 본 발명에서 얻고자 하는 두께 확보가 어려울 뿐만 아니라 열간압연시 형성된 결정립의 잔존으로 인해 소둔열처리시 오스테나이트가 생성되고, 최종 물성에 영향을 미칠 우려가 있다. 또한, 표면조도(Rsk)의 -값이 과도하게 커져 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 상기 냉간압하율이 70%를 초과하게 되면 냉간압연시 발생하는 가공경화로 인해 길이 및 폭 방향의 압하량이 불균일해질 수 있고, 이로 인해 강판의 재질 편차가 발생할 수 있는 문제가 있다. 또한, 압연부하로 인해 본 발명에서 얻고자 하는 두께 확보가 어려울 수 있다. 상기 냉간압하율의 하한은 36%인 것이 보다 바람직하고, 37%인 것이 보다 더 바람직하며, 38%인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉간압하율의 상한은 68%인 것이 보다 바람직하고, 66%인 것이 보다 더 바람직하며, 64%인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 냉연강판을 Ac3+20℃~Ac3+80℃에서 연속소둔한다. 상기 연속소둔온도가 Ac3+20℃ 미만인 경우에는 강판의 전장에 걸쳐 단상역이 아닌 2상역 소둔이 일어남에 따라 혼립조직이 형성될 수 있고, 이로 인해, 본 발명이 목표로 하는 물성을 확보하기 곤란할 수 있다. 상기 연속소둔온도가 Ac3+80℃를 초과하는 경우에는 소둔로의 과부하로 인해 설비적인 트러블이 발생할 수 있다. 상기 연속소둔온도의 하한은 Ac3+21℃인 것이 보다 바람직하고, Ac3+24℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ac3+25℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 연속소둔온도의 상한은 Ac3+70℃인 것이 보다 바람직하고, Ac3+60℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ac3+50℃인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 Ac3는 가열시 오스테나이트가 출현하기 시작하는 온도를 의미하며, 하기 식 3을 통해 구할 수 있다.
[식 3] Ac3(℃) = 910 - 203√C - 15.2Ni + 44.7Si + 104V + 31.5Mo + 13.1W
상기 연속소둔은 30~230초 동안 행할 수 있다. 상기 연속소둔시간이 30초 미만인 경우에는 단상의 오스테나이트 조직을 확보하기 어려운 단점이 있다. 상기 연속소둔시간이 230초를 초과하는 경우에는 오스테나이트 사이즈가 조대화되어 강도 및 굽힘특성 확보에 어려운 단점이 있다. 상기 연속소둔시간의 하한은 40초인 것이 보다 바람직하고, 50초인 것이 보다 더 바람직하며, 60초인 것이 가장 바람직하다. 상기 연속소둔시간의 상한은 220초인 것이 보다 바람직하고, 210초인 것이 보다 더 바람직하며, 200초인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 연속소둔된 냉연강판을 670~750℃의 1차 냉각종료온도(T1)까지 1~6℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각종료온도(T1)가 670℃ 미만인 경우에는 냉각과정 중에 마르텐사이트 외 연질의 페라이트와 베이나이트가 다량 형성됨에 따라 표층부 조직이 불균일하게 되어 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 상기 1차 냉각종료온도(T1)가 750℃를 초과하는 경우에는 1차 냉각종료온도(T1)에서 2차 냉각종료온도(T2) 사이의 온도차가 심해져 급격한 상변태가 일어나 제품 형상이 불량해질 수 있다. 상기 1차 냉각종료온도의 하한은 680℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 1차 냉각종료온도의 상한은 740℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도가 1℃/s 미만인 경우에는 냉각시 페라이트가 형성되어 본 발명이 목표로 하는 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 상기 1차 평균 냉각속도가 6℃/s를 초과하는 경우에는 후속되는 2차 냉각시의 평균 냉각속도가 저하되어 마르텐사이트 이외에 다른 저온 변태상의 분율이 증가하여 본 발명이 목표로 하는 수준의 강도를 확보할 수 없다. 상기 1차 평균 냉각속도의 하한은 2℃/s인 것이 보다 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도의 상한은 5℃/s인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 50~200℃의 2차 냉각종료온도(T2)까지 40~110℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각은 본 발명의 주상인 마르텐사이트 및 템퍼트 마르텐사이트 중 1종 이상을 확보하기 위한 것이다. 상기 2차 냉각종료온도(T2)가 50℃ 미만인 경우에는 급격한 상변태에 의해 형상 불량이 야기되고, 스트립의 사행 문제로 연속적인 생산이 어렵다는 단점이 있다. 상기 2차 냉각종료온도(T2)가 200℃를 초과하는 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 상기 2차 냉각종료온도의 하한은 55℃인 것이 보다 바람직하고, 60℃인 것이 보다 더 바람직하며, 65℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 냉각종료온도의 상한은 195℃인 것이 보다 바람직하고, 190℃인 것이 보다 더 바람직하며, 185℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 평균 냉각속도가 40℃/s 미만인 경우에는 냉각 중 연질의 페라이트 변태가 일어나 목표로 하는 강도 확보가 어렵다. 상기 2차 평균 냉각속도가 110℃/s를 초과하는 경우에는 급격한 상변태로 인해 제품 형상이 불량해질 수 있다. 상기 2차 평균 냉각속도의 하한은 45℃/s인 것이 보다 바람직하고, 50℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 55℃/s인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 평균 냉각속도의 상한은 105℃인 것이 보다 바람직하고, 100℃인 것이 보다 더 바람직하며, 95℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 2차 냉각시, 하기 관계식 4 및 5를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 4] F = 1 - exp{-(1.10×10-2×△T)} ≥ 0.9
(단, 상기 관계식 4에서 △T는 Ms - 2차 냉각종료온도(T2)임.)
상기 관계식 4는 본 발명의 얻고자 하는 마르텐사이트 및 템퍼트 마르텐사이트 중 1종 이상의 합계 분율을 확보하여 본 발명이 목표로 하는 강도를 얻고자 하기 위한 관계식이다. 상기 F의 값이 0.9 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도 확보가 곤란할 수 있다. 상기 F의 값은 0.91 이상인 것이 보다 바람직하다. 본 발명에서는 상기 F의 값이 높을수록 유리하므로, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상기 F 값의 상한은 일례로서, 0.99 일 수 있다.
[관계식 5] 940 ≤ F×Z ≤ 1200
(단, △T는 Ms - 2차 냉각종료온도(T2)이며, Z는 3500C + 150Mn + 50(Si+Cr+Mo) + 1000Nb임.)
상기 관계식 5는 상기 관계식 4 및 강도 관련 요소의 관련성을 검토한 관계식이다. 상기 F×Z의 값이 940 미만인 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하지 못할 뿐만 아니라 고용강화 효과가 부족하여 본 발명이 목표로 하는 강도 확보가 곤란할 수 있다. 상기 F×Z의 값이 1200을 초과하는 경우에는 강도가 과도하게 높아 연신율이 낮아질 수 있다. 상기 F×Z의 값의 하한은 960인 것이 보다 바람직하다. 상기 F×Z의 값의 상한은 1180인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 1차 냉각종료온도(T1)-2차 냉각종료온도(T2)가 650℃ 이하가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각종료온도(T1)-2차 냉각종료온도(T2)가 650℃를 초과하는 경우에는 형상 불량이 발생할 수 있다. 상기 1차 냉각종료온도(T1)-2차 냉각종료온도(T2)는 600℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 100~250℃의 과시효처리온도(H)까지 재가열한 후, 5~12분 동안 과시효처리한다. 상기 재가열 및 과시효처리를 통해 전술한 급냉 공정에 의해 얻어진 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 변태시켜 항복강도를 상승시킬 수 있다. 상기 재가열온도 및 과시효처리온도가 100℃ 미만인 경우에는 템퍼링이 충분이 이루어지지 않아 항복강도가 낮고 충분한 인성을 확보할 수 없는 단점이 있다. 상기 재가열온도 및 과시효처리온도가 250℃를 초과하는 경우에는 탄화물의 다량 석출 및 조대화로 굽힘가공성이 열위해지는 단점이 있다. 상기 재가열온도 및 과시효처리온도의 하한은 110℃인 것이 보다 바람직하고, 120℃인 것이 보다 더 바람직하며, 130℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열온도 및 과시효처리온도의 상한은 245℃인 것이 보다 바람직하고, 240℃인 것이 보다 더 바람직하며, 235℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 과시효처리 시간이 5분 미만인 경우에는 템퍼링이 충분히 이루어지지 않아 항복강도가 낮아질 수 있다. 상기 과시효처리 시간이 12분을 초과하는 경우에는 과도한 템퍼링에 의해 탄화물이 조대화되어 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 상기 과시효처리 시간의 하한은 5.5분인 것이 보다 바람직하고, 6.0분인 것이 보다 더 바람직하며, 6.5분인 것이 가장 바람직하다. 상기 과시효처리 시간의 상한은 11.5분인 것이 보다 바람직하고, 11분인 것이 보다 더 바람직하며, 10.5분인 것이 가장 바람직하다.
상기 과시효처리온도(H)-2차 냉각종료온도(T2)가 30℃ 이상이 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 상기 과시효처리온도(H)-2차 냉각종료온도(T2)가 30℃ 미만인 경우에는 템퍼링이 충분이 이루어지지 않아 목표로 하는 항복강도 확보가 어렵다. 상기 과시효처리온도(H)-2차 냉각종료온도(T2) 50℃ 이상인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 과시효처리된 냉연강판을 500~1000ton의 압하력으로 조질압연(SPM(Skin Pass Mill))한다. 상기 조질압연은 표면조도(Rsk)의 제어를 가능하게 한다. 상기 조질압연시 압하력이 500ton 미만인 경우에는 하중이 낮아 표면조도(Rsk)의 제어가 쉽지 않고, 1000ton을 초과하는 경우에는 표면의 가공경화가 심하여 오히려 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 상기 조질압연시 압하력의 하한은 550ton인 것이 보다 바람직하고, 600ton인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 조질압연시 압하력의 상한은 950ton인 것이 보다 바람직하고, 900ton인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 조질압연된 냉연강판을 0.05~0.65%의 연신율로 텐션 레벨링(Tension Levelling(T/L))한다. 상기 텐션 레벨링은 강판의 형상을 교정하기 위한 것이다. 상기 텐션 레벨링시 연신율이 0.05% 미만인 경우에는 형상 교정이 어려울 수 있다. 상기 텐션 레벨링시 연신율이 0.65%를 초과하는 경우에는 가공경화가 심해져 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 상기 텐션 레벨링시 연신율의 하한은 0.10%인 것이 보다 바람직하고, 0.15%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 텐션 레벨링시 연신율의 상한은 0.60%인 것이 보다 바람직하고, 0.55%인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 텐션 레벨링 후에는 상기 냉연강판의 적어도 일면에 전기아연도금층을 형성시키는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 본 발명에서는 상기 전기아연도금층의 형성 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 모든 방법을 이용할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기때문이다.
(실시예)
하기 표 1 및 2에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 1200℃에서 가열한 뒤, 상기 가열된 슬라브를 900℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻고, 500℃에서 권취하였다. 이후, 하기 표 3에 기재된 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻었다. 이후, 하기 표 3 및 4에 기재된 조건으로 연속소둔, 1차 냉각, 2차 냉각, 재가열, 과시효처리, 조질압연 및 텐션 레벨링하여 냉연강판을 제조하였다. 한편, 하기 표 3 및 4에 기재된 조건은 강판의 표면온도를 기준으로 하였다.
이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직, 탄화물 평균 크기, 표면조도(Rsk) 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 5 및 6에 나타내었다.
미세조직은 강판의 표층부(본 실시예 기준, 표면으로부터 두께 방향으로 20㎛의 위치)와 강판의 표면으로부터 1/4t(t: 강재의 두께)의 위치에 대하여 주사전자현미경(SEM)과 광학현미경(OM)을 통해 관찰한 뒤, 이미지 분석을 통해 각 상의 분율을 3회 분석하여 평균값을 계산하였다.
탄화물 평균 크기는 강판의 표면으로부터 1/4t(t: 강재의 두께)의 위치에 대하여 투과전자현미경(TEM)으로 촬영한 뒤, 평균값을 계산하였다.
표면조도(Rsk)는 접촉식 2D 조도기를 활용하여 5회 측정한 후, 최대값(Max)과 최소값(Min)을 제외한 평균값을 계산하였다.
항복강도, 인장강도, 항복비 및 총 연신율은 냉연강판을 JIS 규격(gauge length 폭×길이: 25×50mm, 시편 전체 길이: 200~260mm)의 시편으로 가공한 후, 시험속도 28mm/min인 조건으로 인장시험하여 측정하였다.
굽힘가공성(R/t)은 냉연강판을 폭 100mm×길이 30mm의 시편으로 가공한 후, 시험속도 100mm/min인 조건으로 90°굽힘 시험을 행하여 측정하고, 실체현미경(Stereoscopic Microscope)을 이용하여 굽힘부의 크랙 발생 유무를 확인하였으며, 크랙이 발생되지 않은 최소 굽힘 반경(금형의 R값)을 시편의 두께(mm)로 나누어서 R/t 값을 구하였다.
구멍확장성(HER)은 ISO 16330 표준에 따라 측정하였으며, 홀은 10mm 직경의 펀치를 사용하여 12%의 Clearance로 전단가공하였다.
용접부의 최소너깃직경(3√t, t: 강재의 두께(mm))에서의 크랙 길이는 도 1과 같이 30mm×100mm 사이즈의 소재 2개 사이에 1.5t Gap을 두고, Force: 3.8KN, Welding time: 20cycle, Holding time: 10cycle인 조건에서 Welding current를 5.0~6.0kA의 범위로 적용하여 저항 점 용접을 실시한 후, 용접부의 단면을 광학현미경으로 관찰하여 최소너깃직경(3√t)을 만족하는 영역의 크랙 길이를 측정하였다. 도 1은 저항 점 용접부의 최소너깃직경(3√t)에서의 크랙발생유무를 평가하기 위한 모식도이다.
점 용접부 경도는 상기 점 용접부에 대하여 비커스 경도(하중: 500gf)로 10회 측정하여 평균값을 계산하였다.
강종 합금조성(중량%)
C Si Mn P S N Al
발명강1 0.22 0.1 1.85 0.01 0.001 0.004 0.03
발명강2 0.23 0.05 1.78 0.011 0.0012 0.003 0.035
발명강3 0.21 0.15 1.91 0.012 0.0009 0.004 0.03
발명강4 0.24 0.15 1.7 0.012 0.0015 0.003 0.031
발명강5 0.23 0.2 1.65 0.009 0.0011 0.004 0.035
비교강1 0.27 0.15 1.85 0.011 0.0014 0.005 0.039
비교강2 0.25 0.2 2.5 0.012 0.0012 0.004 0.035
비교강3 0.25 0.6 1.95 0.015 0.001 0.004 0.03
비교강4 0.18 0.1 1.75 0.014 0.0015 0.003 0.031
비교강5 0.22 0.15 1.1 0.01 0.0011 0.005 0.041
비교강6 0.21 0.09 1.42 0.008 0.001 0.003 0.035
강종 합금조성(중량%)
Cr Mo Nb Ti B X Y Y/X
발명강1 0.1 0.05 0.035 0.02 0.0025 0.34 168 496
발명강2 0.09 0.07 0.03 0.025 0.002 0.347 155 447
발명강3 0.15 0.09 0.034 0.023 0.0021 0.338 174 513
발명강4 0.11 0.1 0.025 0.034 0.0024 0.36 158 439
발명강5 0.15 0.11 0.02 0.029 0.002 0.342 150 440
비교강1 0.16 0.07 0.031 0.021 0.0025 0.395 175 444
비교강2 0.15 0.09 0.025 0.025 0.0021 0.41 187 456
비교강3 0.1 0.09 0.025 0.02 0.002 0.402 174 432
비교강4 0.15 0.08 0.029 0.027 0.0024 0.305 159 521
비교강5 0.07 0.04 0.03 0.025 0.0025 0.304 133 438
비교강6 0.01 0.02 0.021 0.02 0.002 0.304 118 390
X = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
Y = 48.8 + 49logC + 35.1Mn + 25.9Si + 14.5Ni + 9.6Cu + 76.5Cr + 105.9Mo + 1325Nb +
10000B ≤ 190
410 ≤ Y/X ≤ 620
구분 강종 냉간
압하율
(%)		 냉연
강판
두께
(mm)		 Ac3
(℃)		 소둔
온도
(℃)		 1차
냉각
종료
온도
(T1)
(℃)		 1차
평균
냉각
속도
(T2)
(℃/s)		 2차
냉각
종료
온도
(℃)		 2차
평균
냉각
속도
(℃/s)		 T1-T2
(℃)
발명예1 발명강1 50 1.6 821 859 715 3 120 60 595
발명예2 발명강2 50 1.6 817 869 720 3 117 58 603
발명예3 발명강3 50 1.6 827 867 721 3 132 60 589
발명예4 발명강4 50 1.6 820 859 718 3 135 57 583
발명예5 발명강5 50 1.6 825 860 725 3 115 55 610
비교예1 비교강1 50 1.6 813 857 700 3 121 60 579
비교예2 비교강2 50 1.6 820 855 720 3 132 54 588
비교예3 비교강3 50 1.6 838 875 715 3 120 55 595
비교예4 비교강4 50 1.6 831 865 719 3 152 60 567
비교예5 비교강5 50 1.6 823 860 711 3 135 61 576
비교예6 비교강6 50 1.6 822 865 705 3 121 63 584
발명예6 발명강4 50 1.6 820 855 695 3 117 65 578
발명예7 발명강4 50 1.6 820 865 701 3 121 61 580
발명예8 발명강4 50 1.6 820 861 725 3 125 60 600
비교예7 발명강4 50 1.6 820 825 720 4 116 57 604
비교예8 발명강4 50 1.6 820 861 660 3 125 60 535
비교예9 발명강4 50 1.6 820 856 725 3 250 65 475
비교예10 발명강4 50 1.6 820 867 715 3 116 60 599
비교예11 발명강4 50 1.6 820 864 705 3 135 60 570
비교예12 발명강4 50 1.6 820 867 721 3 125 61 596
발명예9 발명강2 56 1.4 817 869 720 3 125 65 595
발명예10 발명강2 57 1.2 817 869 720 3 121 62 599
발명예11 발명강2 58 1.6 817 869 720 3 115 63 605
비교예13 발명강2 30 1.4 817 869 720 3 119 57 601
비교예14 발명강2 30 1.2 817 869 720 3 129 62 591
비교예15 발명강2 30 1.6 817 869 720 3 145 63 575
비교예16 발명강2 50 1.6 817 869 720 3 135 65 585
Ac3(℃) = 910 - 203√C - 15.2Ni + 44.7Si + 104V + 31.5Mo + 13.1W
구분 강종 Ms
(℃)		 F Z F×Z 재가열/
과시효
처리
온도(H)
(℃)		 과시효
처리
시간
(분)		 H-T2
(℃)		 조질
압연
압하력
(ton)		 텐션
레벨링
연신율
(%)
발명예1 발명강1 388 0.95 1095 1040 180 9 60 600 0.35
발명예2 발명강2 387 0.95 1113 1057 190 9.5 73 600 0.3
발명예3 발명강3 389 0.94 1075 1011 195 9.5 63 600 0.25
발명예4 발명강4 384 0.94 1138 1070 185 9.5 50 600 0.15
발명예5 발명강5 388 0.95 1096 1041 201 10 86 600 0.2
비교예1 비교강1 366 0.93 1273 1184 185 9.5 64 600 0.35
비교예2 비교강2 354 0.91 1297 1180 174 9.5 42 600 0.35
비교예3 비교강3 368 0.93 1232 1146 186 9.5 66 600 0.35
비교예4 비교강4 407 0.94 938 882 195 10 43 600 0.35
비교예5 비교강5 411 0.95 978 929 200 10 65 600 0.35
비교예6 비교강6 407 0.96 975 936 201 9.5 80 600 0.35
발명예6 발명강4 384 0.95 1138 1078 185 9.5 68 600 0.35
발명예7 발명강4 384 0.94 1138 1075 180 10 59 600 0.25
발명예8 발명강4 384 0.94 1138 1072 191 10 66 600 0.35
비교예7 발명강4 384 0.95 1138 1078 185 9.5 69 600 0.35
비교예8 발명강4 384 0.94 1138 1072 190 10 65 600 0.35
비교예9 발명강4 384 0.77 1138 877 260 10 10 600 0.35
비교예10 발명강4 384 0.95 1138 1078 280 10 164 600 0.35
비교예11 발명강4 384 0.94 1138 1064 187 10 52 200 0.03
비교예12 발명강4 384 0.94 1138 1072 194 10 69 200 0.80
발명예9 발명강2 387 0.94 1113 1051 178 9.5 53 700 0.25
발명예10 발명강2 387 0.95 1113 1053 181 9.5 60 700 0.25
발명예11 발명강2 387 0.95 1113 1057 185 9.5 70 700 0.25
비교예13 발명강2 387 0.95 1113 1055 180 9.5 61 700 0.25
비교예14 발명강2 387 0.94 1113 1048 187 9.5 58 700 0.25
비교예15 발명강2 387 0.93 1113 1035 181 9.5 36 600 0.25
비교예16 발명강2 387 0.94 1113 1043 189 9.5 54 250 0.25
Ms(℃) = 539 - 423C - 30.4Mn - 7.5Si + 30Al - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo
△T = Ms - 2차 냉각종료온도(T2)
Z = 3500C + 150Mn + 50(Si+Cr+Mo) + 1000Nb
구분 미세조직(면적%) 탄화물 평균 크기
(nm)		 표면조도
(Rsk)
표층부 중심부
F 및 B 중
1종 이상		 M 및 TM 중
1종 이상		 F 및 B 중
1종 이상		 M 및 TM 중
1종 이상
발명예1 5.2 94.8 1 99 56 -0.35
발명예2 47 95.3 1 99 50 -0.31
발명예3 5 95 1 99 90 -0.3
발명예4 3.9 96.1 1 99 68 -0.31
발명예5 4.7 95.3 1 99 45 -0.32
비교예1 3.5 96.5 1 99 50 -0.4
비교예2 3.9 96.1 1 99 56 -0.39
비교예3 9.6 90.4 3 97 95 -0.31
비교예4 12.3 87.7 25 75 45 -0.32
비교예5 14.5 85.5 30 70 98 -0.3
비교예6 16.7 83.3 35 65 105 -0.34
발명예6 4.5 95.5 1 99 75 -0.38
발명예7 3.9 96.1 1 99 66 -0.35
발명예8 5.3 94.7 1 99 87 -0.41
비교예7 13.5 86.5 20 80 78 -0.32
비교예8 16.8 83.2 1 99 56 -0.38
비교예9 4.5 95.5 1 99 269 -0.35
비교예10 4 96 1 99 360 -0.85
비교예11 4.2 95.8 1 99 85 -0.79
비교예12 3.9 96.1 1 99 55 -0.41
발명예9 5.2 94.8 1 99 55 -0.21
발명예10 4.7 95.3 1 99 61 -0.25
발명예11 4.7 95.3 1 99 48 -0.15
비교예13 3.5 96.5 1 99 62 -0.75
비교예14 4.6 95.4 1 99 54 -0.79
비교예15 3.9 96.1 1 99 55 -0.81
비교예16 4.5 95.5 1 99 52 -0.72
F: 페라이트, B: 베이나이트, M: 마르텐사이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트
구분 항복강도
(YS)
(MPa)		 인장강도
(TS)
(MPa)		 YR 총
연신율
(%)		 굽힘
가공성
(R/t)		 구멍
확장성
(%)		 (TS×HER)/
(R/t)
(MPa%)		 용접부
강도
(Hv)		 3√t에서의 크랙길이
(㎛)
발명예1 1276 1556 0.82 7 3.44 50 22616 491 0
발명예2 1303 1575 0.83 7 3.44 52 23808 501 0
발명예3 1267 1548 0.82 7 3.44 49 22050 495 0
발명예4 1254 1549 0.81 7 3.44 59 26567 515 0
발명예5 1282 1553 0.83 7 3.44 55 24830 491 0
비교예1 1350 1660 0.81 3 4.38 35 13265 592 287
비교예2 1420 1690 0.84 3 4.38 45 17363 589 251
비교예3 1240 1520 0.82 6 3.75 50 20267 581 198
비교예4 1011 1370 0.74 11 4.06 28 12256 432 0
비교예5 1168 1430 0.82 10 4.06 29 12055 421 0
비교예6 910 1230 0.74 12 4.06 25 8939 420 0
발명예6 1321 1574 0.84 7 3.44 50 22878 490 0
발명예7 1297 1564 0.83 7 3.44 52 23642 492 0
발명예8 1301 1579 0.82 7 3.44 49 22492 95 0
비교예7 1054 1452 0.73 10 4.38 32 10608 491 0
비교예8 1231 1536 0.80 7 4.69 28 9170 498 0
비교예9 1020 1465 0.70 9 4.69 31 9683 492 0
비교예10 1298 1479 0.88 8 4.69 42 13245 490 0
비교예11 1130 1542 0.73 7 4.06 45 20172 501 0
비교예12 1485 1534 0.97 3 4.69 43 14064 495 0
발명예9 1285 1556 0.83 7 3.21 52 25206 492 0
발명예10 1301 1575 0.83 7 3.33 49 23176 490 0
발명예11 1282 1553 0.83 7 3.22 53 25562 495 0
비교예13 1295 1565 0.83 7 4.29 41 14957 492 0
비교예14 1311 1566 0.84 7 4.22 39 14473 489 0
비교예15 1265 1534 0.82 8 4.06 39 14735 492 0
비교예16 1297 1564 0.83 7 4.06 45 17335 495 0
상기 표 1 내지 6을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 11의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직, 탄화물 평균 크기 및 표면조도(Rsk)를 확보함으로써 기계적 물성이 우수함을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하지 않는 비교예 1 내지 6의 경우에는 기계적 물성이 열위함을 알 수 있다.
본 발명이 제안하는 제조조건을 만족하지 않는 비교예 7 내지 16의 경우에는 미세조직, 탄화물 평균 크기 또는 표면조도(Rsk)를 만족하지 않음에 따라 기계적 물성이 열위함을 알 수 있다.
도 2는 발명예 1의 표층부를 전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이고, 도 3은 비교예 5의 표층부를 전자현미경(SEM)으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 2 및 3을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우에는 대부분 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지고 있음을 알 수 있으나, 비교예 5의 경우에는 페라이트와 베이나이트 조직이 상당히 많이 포함된 것을 알 수 있다.
도 4는 발명예 4의 용접부 단면을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이고, 도 5는 비교예 1의 용접부 단면을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 4 및 5를 통해 알 수 있듯이, 발명예 4의 경우에는 크랙이 발생하지 않았으나, 비교예 1의 경우에는 크랙이 발생하였음을 알 수 있다.

Claims (16)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.26%, 실리콘(Si): 0.03~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 크롬(Cr): 0.03~0.30%, 몰리브덴(Mo): 0.03~0.30%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.03%이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.10%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 3을 만족하며,
    중심부; 및
    상기 중심부의 두께 방향 기준 외측에 형성되는 표층부;를 포함하며,
    상기 중심부의 미세조직은 면적%로, 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계: 5% 이하(0%를 포함), 잔부 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하고,
    상기 표층부의 미세조직은 면적%로, 페라이트 및 베이나이트 중 1종 이상의 합계: 11% 이하(0%는 제외), 잔부 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하며,
    탄화물의 평균 크기가 260nm 이하인 냉연강판.
    [관계식 1] 0.31 ≤ X = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.40
    [관계식 2] 125 ≤ Y = 48.8 + 49logC + 35.1Mn + 25.9Si + 14.5Ni + 9.6Cu + 76.5Cr + 105.9Mo + 1325Nb + 10000B ≤ 190
    [관계식 3] 410 ≤ Y/X ≤ 620
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에서 각 합금원소의 함량은 중량%임.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 표면조도(Rsk)가 -0.7~-0.1인 냉연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 항복강도가 1150~1400MPa인 냉연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 인장강도가 1470~1650MPa인 냉연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 항복비가 0.75~0.96인 냉연강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 연신율이 4~11%인 냉연강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 굽힘가공성(R/t)이 2~4인 냉연강판.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 구멍확장성이 35~70%인 냉연강판.
  9. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 (인장강도×구멍확장성)/(굽힘가공성(R/t))이 15000~35000MPa%인 냉연강판.
  10. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 저항 점 용접후, 점 용접부 경도가 440~570Hv인 냉연강판.
  11. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 저항 점 용접후, 점 용접부의 최소너깃직경(3√t, t: 강재의 두께)에서의 크랙 길이가 10㎛ 이하(0㎛를 포함)인 냉연강판.
  12. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 적어도 일면에 전기아연도금층이 형성된 냉연강판.
  13. 청구항 1에 있어서,
    상기 표층부는 강재의 표면으로부터 두께 방향으로 20㎛까지의 영역인 냉연강판.
  14. 중량%로, 탄소(C): 0.19~0.26%, 실리콘(Si): 0.03~0.50%, 망간(Mn): 1.4~2.0%, 크롬(Cr): 0.03~0.30%, 몰리브덴(Mo): 0.03~0.30%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.03%이하(0%는 제외), 황(S): 0.003% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.10%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 Ar3~Ar3+120℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 Ms~600℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 35~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac3+20℃~Ac3+80℃에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔된 냉연강판을 670~750℃의 1차 냉각종료온도(T1)까지 1~6℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 50~200℃의 2차 냉각종료온도(T2)까지 40~110℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 100~250℃의 과시효처리온도(H)까지 재가열한 후, 5~12분 동안 과시효처리하는 단계; 및
    상기 상기 과시효처리된 냉연강판을 500~1000ton의 압하력으로 조질압연하는 단계; 및
    상기 조질압연된 냉연강판을 0.05~0.65%의 연신율로 텐션 레벨링하는 단계;를 포함하고,
    상기 2차 냉각시, 하기 관계식 4 및 5를 만족하며,
    상기 1차 냉각종료온도(T1)-2차 냉각종료온도(T2)가 650℃ 이하가 되도록 제어하고,
    상기 과시효처리온도(H)-2차 냉각종료온도(T2)가 30℃ 이상이 되도록 제어하는 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 0.31 ≤ X = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.40
    [관계식 2] 125 ≤ Y = 48.8 + 49logC + 35.1Mn + 25.9Si + 14.5Ni + 9.6Cu + 76.5Cr + 105.9Mo + 1325Nb + 10000B ≤ 190
    [관계식 3] 410 ≤ Y/X ≤ 620
    [관계식 4] F = 1 - exp{-(1.10×10-2×△T)} ≥ 0.9
    [관계식 5] 940 ≤ F×Z ≤ 1200
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에서 각 합금원소의 함량은 중량%이고, △T는 Ms - 2차 냉각종료온도(T2)이며, Z는 3500C + 150Mn + 50(Si+Cr+Mo) + 1000Nb임.)
  15. 청구항 14에 있어서,
    상기 연속소둔은 30~230초 동안 행하여지는 냉연강판의 제조방법.
  16. 청구항 14에 있어서,
    상기 텐션 레벨링 후, 상기 냉연강판의 적어도 일면에 전기아연도금층을 형성시키는 단계를 추가로 포함하는 냉연강판의 제조방법.
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