KR101412262B1 - High strength cold-rolled steel sheet for automobile with excellent bendability and formability and method of manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서, 굽힘성과 성형성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 고강도 냉연강판 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.05 ~ 0.25 중량%, 실리콘(Si) : 0.5 ~ 1.5 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 황(S) : 0.005 중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.1~0.7 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.03~0.08 중량%, 질소(N) : 60 ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강, 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연 강을 형성하는 단계; (b) 상기 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연하여 냉연 강을 형성하는 단계; (c) 상기 냉연 강을 오스테나이트 단상역에서 소둔 열처리하는 단계; 및 (d) 상기 열처리된 강을 420 ~ 540℃까지 냉각한 후, 항온 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 방법으로 제조된 냉연강판은 인장강도 : 980MPa 이상, 항복비 : 0.65 이상, 연신율 15% 이상 및 90° 굽힘시 최소 굽힘 반경(R)이 강판 두께의 2배 이하를 나타낼 수 있다.A high strength cold rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or higher and excellent in bending property and moldability, and a method for producing the same.
The method of manufacturing a high strength cold rolled steel sheet according to the present invention comprises the steps of: (a) providing a steel sheet comprising 0.05 to 0.25 wt% of carbon (C), 0.5 to 1.5 wt% of silicon (Si), 1.5 to 2.5 wt% of manganese (Mn) : 0.005 wt% or less of sulfur (S), 0.1 to 0.7 wt% of chromium (Cr), 0.03 to 0.08 wt% of molybdenum (Mo), 60 ppm or less of nitrogen (N) Hot rolling, cooling and winding the steel and slab constituted of iron (Fe) and unavoidable impurities to form a hot-rolled steel; (b) subjecting the hot-rolled steel to pickling, cold-rolling to form a cold-rolled steel; (c) annealing the cold-rolled steel in a single phase of austenite; And (d) cooling the heat-treated steel to 420 to 540 캜, followed by a constant-temperature heat treatment.
The cold-rolled steel sheet produced by the above method may exhibit a tensile strength of 980 MPa or more, a yield ratio of 0.65 or more, an elongation of 15% or more, and a minimum bending radius (R) at 90 ° bending.
Description
본 발명은 냉연강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 및 열처리 조건 제어를 통하여 980MPa 이상의 인장강도를 가지면서도 성형성과 굽힘성을 동시에 만족하는 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
More particularly, the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or higher through control of an alloy component and a heat treatment condition, and satisfying both moldability and bendability at the same time, and a manufacturing method thereof.
현재 자동차 부품은 연비 향상을 위하여 점차 고강도화되는 추세에 있다.Currently, automotive parts are becoming increasingly stronger in order to improve fuel efficiency.
이러한 자동차 부품을 제조하기 위한 강판은 합금 성분, 제조 공정, 최종 미세조직 등에 따라서 IF(Interstitial Free) 강판, 마일드(Mild) 강판, IF-HSS(Interstitial Free High Strength Steel), BH(Bake Hardening) 강판, DP(Dual Phase) 강판, TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강판 등 여러 종류로 분류될 수 있다. The steel sheet for manufacturing such an automobile part may include an intermediate steel sheet such as IF (Interstitial Free) steel sheet, Mild steel sheet, IF-HSS (Interstitial Free High Strength Steel), BH (Bake Hardening) , DP (Dual Phase) steel plate, and TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel plate.
도 1은 강판의 종류에 따른 기계적 성질을 개략적으로 나타낸 것이다.Fig. 1 schematically shows the mechanical properties according to the kind of the steel sheet.
도 1을 참조하면, 인장강도와 연신율은 대체로 반비례하는 관계에 있는 것을 볼 수 있다. 특히, 980MPa 이상의 인장강도를 갖는 강판의 경우, 극히 제한적인 경우에만 충분한 연신율을 확보할 수 있다. 또한, 굽힘성을 향상시키려면 항복강도 또는 항복비가 불가피하게 상향되는데, 이는 연신율 확보에 부정적인 영향을 미친다.Referring to FIG. 1, it can be seen that the tensile strength and elongation are generally in inverse proportion. Particularly, in the case of a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, sufficient elongation can be secured only in a very limited range. In addition, in order to improve the bendability, the yield strength or yield ratio is inevitably increased, which negatively affects the elongation.
통상의 인장강도 980MPa급 강판은 낮은 연신율, 낮은 굽힘성으로 인해 다양한 성형모드에서의 적용이 제한적이다. 따라서, 인장강도 980MPa 이상을 가지면서, 아울러 성형성과 굽힘성이 동시에 우수한 고강도 강판의 개발이 요구된다.Typical Tensile Strength The 980 MPa grade steel has limited application in various forming modes due to its low elongation and low bending properties. Therefore, it is required to develop a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent moldability and bendability at the same time.
본 발명에 관련된 배경기술로는 대한민국 특허공개공보 제10-2001-0040682 (2001.05.15. 공개)에 개시된 고강도 냉연강판 및 그 제조방법이 있다.
BACKGROUND ART [0002] The background art relating to the present invention is a high strength cold rolled steel sheet disclosed in Korean Patent Laid-Open Publication No. 10-2001-0040682 (published on May 15, 2001) and a method for manufacturing the same.
본 발명의 목적은 합금 성분 제어 및 냉간압연 후 열처리 공정 제어를 통하여 인장강도 980MPa 이상의 우수한 강도와 더불어, 굽힘성 및 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
An object of the present invention is to provide a high strength cold rolled steel sheet for automobiles having excellent tensile strength of 980 MPa or more, excellent bendability and formability through control of alloying components and control of heat treatment after cold rolling, and a manufacturing method thereof.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.25 중량%, 실리콘(Si) : 0.5 ~ 1.5 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 황(S) : 0중량% 초과 내지 0.005중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.1~0.7 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.03~0.08 중량%, 질소(N) : 0중량ppm 초과 내지 60중량ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연 강을 형성하는 열연 단계; 상기 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연하여 냉연 강을 형성하는 냉연 단계; 및 상기 냉연 강을 오스테나이트 단상역에서 열처리하는 열처리 단계;을 포함하는 것을 특징으로 한다.
According to an aspect of the present invention, there is provided a method for manufacturing a high-strength cold rolled steel sheet for automobiles, comprising the steps of: 0.05 to 0.25 wt% of carbon; 0.5 to 1.5 wt% of silicon; (S): more than 0 wt% to 0.005 wt%, chromium (Cr): 0.1 to 0.7 wt%, molybdenum (Mo): 0.03 to 0.08 wt% A hot rolling step of reheating, hot rolling, cooling and winding a steel slab composed of at least one of iron (Fe), nitrogen (N): 0 to 60 ppm by weight and the balance of Fe and unavoidable impurities; A cold rolling step of pickling the hot rolled steel and cold rolling to form a cold rolled steel; And a heat treatment step of heat-treating the cold-rolled steel in a single phase of austenite.
또한, 상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 자동차용 고강도 냉연강판은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.25 중량%, 실리콘(Si) : 0.5 ~ 1.5 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 황(S) : 0중량% 초과 내지 0.005중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.1~0.7 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.03~0.08 중량%, 질소(N) : 0중량ppm 초과 내지 60중량ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되며, 인장강도 : 980MPa 이상, 항복비 : 0.65 이상, 연신율 15% 이상 및 90° 굽힘시 최소 굽힘 반경(R)이 강판 두께의 2배 이하인 것을 특징으로 한다.
In order to achieve the above object, according to an embodiment of the present invention, a high strength cold rolled steel sheet for automobiles comprises 0.05 to 0.25% by weight of carbon (C), 0.5 to 1.5% by weight of silicon (Si) (S): more than 0 wt% to 0.005 wt%, chromium (Cr): 0.1 to 0.7 wt%, molybdenum (Mo): 0.03 to 0.08 wt% (N): not less than 0 wt. Ppm but not more than 60 wt. Ppm, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities, and has a tensile strength of not less than 980 MPa, a yield ratio of not less than 0.65, an elongation of not less than 15% And the minimum bending radius (R) is not more than twice the thickness of the steel sheet.
본 발명에 따른 고강도 냉연강판 제조 방법은 실리콘(Si), 망간(Mn) 등의 합금 성분 제어와 함께 열처리 공정 제어를 통하여, 인장강도 980MPa 이상을 가지면서도 0.65 이상의 고항복비와 15% 이상의 고연신율 및 강판 두께의 2배 이하의 최소 굽힘 반경을 갖는 성형성 및 굽힘성이 우수한 자동차용 냉연 강판을 제조할 수 있다.
The method for manufacturing a high strength cold rolled steel sheet according to the present invention is characterized by controlling the alloying components of silicon (Si), manganese (Mn) and the like and controlling the heat treatment process so that a tensile strength of 980 MPa or more, a high porosity of 0.65 or more, It is possible to manufacture a cold rolled steel sheet for automobiles having a minimum bending radius of not more than twice the steel sheet thickness and excellent in formability and bendability.
도 1은 강판의 종류에 따른 기계적 성질을 개략적으로 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.
Fig. 1 schematically shows the mechanical properties according to the kind of the steel sheet.
2 is a schematic view illustrating a method of manufacturing a high strength cold rolled steel sheet for automobiles according to an embodiment of the present invention.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 상세하게 후술되어 있는 실시예들 및 도면을 참조하면 명확해질 것이다.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS The advantages and features of the present invention, and how to accomplish them, will become apparent with reference to the embodiments and drawings described in detail below.
그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.However, it is to be understood that the present invention is not limited to the disclosed embodiments, but may be embodied in many different forms and should not be construed as limited to the embodiments set forth herein. It is intended that the disclosure of the present invention be limited only by the terms of the appended claims.
이하, 본 발명에 따른 굽힘성과 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법에 대하여 상세히 설명하기로 한다.
Hereinafter, a high strength cold rolled steel sheet for automobiles having excellent bendability and moldability according to the present invention and a method for producing the same will be described in detail.
자동차용 고강도 냉연강판High strength cold rolled steel sheet for automobiles
본 발명에 따른 자동차용 고강도 강판은 탄소(C) : 0.05 ~ 0.25 중량%, 실리콘(Si) : 0.5 ~ 1.5 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 황(S) : 0중량% 초과 내지 0.005중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.1~0.7 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.03~0.08 중량%, 질소(N) : 0중량ppm 초과 내지 60중량ppm 이하를 포함한다. The high strength steel sheet for automobiles according to the present invention comprises 0.05 to 0.25% by weight of carbon (C), 0.5 to 1.5% by weight of silicon (Si), 1.5 to 2.5% by weight of manganese (Mn) (S): more than 0 wt% to 0.005 wt%, chromium (Cr): 0.1 to 0.7 wt%, molybdenum (Mo): 0.03 to 0.08 wt%, nitrogen (N) And 60 ppm by weight or less.
상기 합금 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 강의 제조 과정에서 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.The rest of the alloy components are composed of iron (Fe) and impurities inevitably included in the manufacturing process of the steel.
이하, 본 발명에 따른 굽힘성과 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 함량 및 첨가 이유에 대하여 설명한다.
Hereinafter, content and content of each component contained in a high strength cold rolled steel sheet for automobiles having excellent bendability and moldability according to the present invention will be described.
탄소(C) Carbon (C)
탄소(C)는 강의 강도 확보를 위해 첨가한다. 또한 탄소는 오스테나이트 상에 농화되는 양에 따라 오스테나이트 상을 안정화시키는 역할을 한다.Carbon (C) is added to ensure strength of the steel. Carbon also serves to stabilize the austenite phase according to the amount that is concentrated in the austenite phase.
상기 탄소는 강 전체 중량의 0.05 ~ 0.25 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 첨가량이 0.05 중량% 미만일 경우 본 발명에 따른 강판에서 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 탄소의 함량이 0.25 중량%를 초과하면 강도는 증가하나 인성 및 용접성이 크게 저하될 수 있다.
The carbon is preferably added in an amount of 0.05 to 0.25% by weight based on the total weight of the steel. When the addition amount of carbon is less than 0.05% by weight, it is difficult to secure sufficient strength in the steel sheet according to the present invention. If the content of carbon exceeds 0.25% by weight, the strength is increased but the toughness and weldability may be significantly deteriorated.
실리콘(silicon( SiSi ))
실리콘(Si)은 강 중 탈산제 역할을 하며, 페라이트 안정화 원소로서 페라이트내 카바이드 형성을 억제하여 강도 및 연신율 확보에 기여한다.Silicon (Si) acts as a deoxidizer in the steel, and as a ferrite stabilizing element, it inhibits carbide formation in ferrite and contributes to securing strength and elongation.
상기 실리콘은 강 전체 중량의 0.5 ~ 1.5 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 첨가량이 0.5 중량% 미만일 경우 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 얻을 수 없다. 반대로, 실리콘의 첨가량이 1.5 중량%를 초과하는 경우, 표면에 Mn2SiO4 등과 같은 산화물을 다량 형성하여 도금성을 저해시키며, 또한 탄소당량을 상승시켜 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
The silicon is preferably added in an amount of 0.5 to 1.5% by weight based on the total weight of the steel. If the addition amount of silicon is less than 0.5 wt%, the effect of adding silicon can not be obtained properly. On the other hand, when the addition amount of silicon exceeds 1.5% by weight, a large amount of oxides such as Mn 2 SiO 4 is formed on the surface to deteriorate the plating property, and the carbon equivalent is increased to lower the weldability.
망간(manganese( MnMn ) )
망간(Mn)은 고용강화 및 소입성의 증대를 통하여 강의 강도 향상에 기여한다.Manganese (Mn) contributes to the improvement of strength of steel by strengthening solid solution and increasing ingotability.
상기 망간은 강 전체 중량의 1.5 ~ 2.5 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 1.5 중량% 미만일 경우에 그 첨가 효과가 불충분하여 인장강도 980MPa 이상의 강도 확보가 어렵다. 반대로, 망간의 첨가량이 2.5 중량%를 초과하면 망간밴드 조직이 형성되고 편석이 급격히 증가하여 강의 가공성을 저해시키고 탄소당량을 상승시켜 용접성을 저해시킨다.
The manganese is preferably added in an amount of 1.5 to 2.5% by weight based on the total weight of the steel. When the content of manganese is less than 1.5% by weight, the effect of the addition is insufficient and it is difficult to secure a strength of 980 MPa or more in tensile strength. On the contrary, when the addition amount of manganese exceeds 2.5% by weight, a manganese band structure is formed and the segregation increases sharply, which hinders the workability of the steel and increases the carbon equivalent, thereby deteriorating the weldability.
인(P)In (P)
인(P)은 고용강화에 의하여 강의 강도를 향상시키는데 기여한다.Phosphorus (P) contributes to improving the strength of steel by strengthening employment.
상기 인은 강 전체 중량의 0.01 ~ 0.05 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 인의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 그 첨가에 따른 효과가 불충분하다. 반대로, 인의 함량이 0.05 중량%를 초과하여 과다 첨가되는 경우, 저온취성이 발생하여 자동차강판에 적합하지 않다.
The phosphorus is preferably added in an amount of 0.01 to 0.05% by weight based on the total weight of the steel. When the content of phosphorus is less than 0.01% by weight, the effect of the addition is insufficient. On the contrary, when the content of phosphorus is over 0.05% by weight, excessive brittleness is generated, which is not suitable for automotive steel sheets.
황(S) Sulfur (S)
황(S)은 강의 인성과 용접성을 저해하고, 강중 MnS 비금속 개재물을 증가시킨다. Sulfur (S) inhibits the toughness and weldability of steel and increases MnS nonmetallic inclusions in steel.
따라서, 본 발명에서는 상기와 같은 점을 고려하여 황의 함량을 강 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.005중량% 이하로 제한하였다.Accordingly, in the present invention, the content of sulfur is limited to more than 0 wt% and not more than 0.005 wt% of the steel total weight in consideration of the above.
크롬(chrome( CrCr ))
크롬(Cr)은 고용강화 및 소입성의 증대를 통하여 강의 강도 향상에 기여한다. Chromium (Cr) contributes to the improvement of steel strength by strengthening solid solution and increasing ingotability.
상기 크롬은 강 전체 중량의 0.1 ~ 0.7 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에 그 첨가 효과가 불충분하여 인장강도 980MPa 이상의 강도 확보가 어렵다. 반대로, 크롬의 첨가량이 0.7 중량%를 초과하면 열처리 중 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해시키고 탄소당량을 상승시켜 용접성을 저해한다.
The chromium is preferably added in an amount of 0.1 to 0.7% by weight based on the total weight of the steel. When the content of chromium is less than 0.1% by weight, the effect of addition thereof is insufficient, and it is difficult to secure strength of 980 MPa or more in tensile strength. On the other hand, if the amount of chromium exceeds 0.7% by weight, surface oxides are formed during the heat treatment to deteriorate the plating ability and increase the carbon equivalent, thereby deteriorating the weldability.
몰리브덴(molybdenum( MoMo ))
몰리브덴(Mo)은 고용강화 및 소입성의 증대를 통하여 강의 강도 향상에 기여한다. Molybdenum (Mo) contributes to the improvement of steel strength through strengthening of solid solution and increase of ingotability.
상기 몰리브덴은 강 전체 중량의 0.03 ~ 0.08 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴이 0.03 중량% 미만일 경우에 그 첨가 효과가 불충분하여 인장강도 980MPa 이상의 강도 확보가 어렵다. 반대로, 몰리브덴의 첨가량이 0.08 중량%를 초과하면 강도를 확보하는 마르텐사이트의 양이 증가하여 인성을 감소시킨다. 또한 고가의 원소로 많은 양이 포함될수록 강의 원가가 증가하여 생산에 불리하다.
The molybdenum is preferably added in an amount of 0.03 to 0.08% by weight based on the total weight of the steel. When the content of molybdenum is less than 0.03% by weight, the effect of the addition is insufficient, and it is difficult to secure a strength of 980 MPa or more in tensile strength. On the contrary, when the amount of the molybdenum added exceeds 0.08% by weight, the amount of martensite which secures the strength is increased to decrease the toughness. Also, the higher the cost, the higher the cost of the steel, which is disadvantageous to production.
질소(N)Nitrogen (N)
질소(N)는 연신율을 저해하여 강의 성형성을 열화시킨다. 따라서, 질소의 함량은 낮으면 낮을수록 좋으나, 지나치게 낮은 함량으로 관리하는 경우 강 제조 비용 역시 크게 증가할 수 있다. Nitrogen (N) inhibits the elongation and deteriorates the formability of the steel. Therefore, the lower the content of nitrogen is, the better, but the cost of manufacturing steel can be greatly increased if the content is controlled to an excessively low content.
따라서, 질소의 함량은 기계적 물성에 영향이 미미한 강 전체 중량의 0중량ppm 초과 내지 60중량ppm 이하로 제한되는 것이 바람직하다.
Therefore, it is preferable that the content of nitrogen is limited to not less than 0 ppm by weight and not more than 60 ppm by weight of the total weight of the steel which has little influence on the mechanical properties.
상기 합금성분들로 이루어지는 본 발명에 따른 냉연강판은 미세조직 측면에서, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트를 포함하는 복합조직을 가질 수 있다. 상기 복합조직은 페라이트가 면적률로 40% 이상 포함되고, 마르텐사이트를 포함하는 제2상이 면적률로 50% 미만 포함되며, 베이나이트가 면적률로 10% 이하로 포함될 수 있다. 이러한 복합조직은 열처리를 통하여 탄소, 실리콘, 망간, 크롬, 몰리브덴 등에 의하여 각 상들의 분율이 제어됨으로써 형성될 수 있다.The cold-rolled steel sheet according to the present invention comprising the above alloy components may have a composite structure including ferrite, bainite and martensite in terms of microstructure. The composite structure may include ferrite in an area ratio of 40% or more, second phase containing martensite in an area ratio of less than 50%, and bainite in an area ratio of 10% or less. Such a composite structure can be formed by controlling the fraction of each phase by carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum or the like through heat treatment.
또한, 본 발명에 따른 냉연강판은 기계적 특성 측면에서, 인장강도 980MPa 이상, 항복비(YP/TS) 0.65 이상, 및 연신율 15% 이상을 나타낼 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 냉연강판은 90° 굽힘 시험시, 크랙을 발생시키지 않는 최소 굽힘 반경(모서리 곡률 반지름; R)이 강판 두께 대비 2배 이하를 나타낼 수 있다.
The cold-rolled steel sheet according to the present invention may exhibit a tensile strength of 980 MPa or more, a yield ratio (YP / TS) of 0.65 or more, and an elongation of 15% or more in view of mechanical properties. In the cold-rolled steel sheet according to the present invention, the minimum bending radius (radius of curvature of curvature: R) that does not cause cracking during the 90 ° bending test may be less than twice the thickness of the steel sheet.
고굽힘High bending , 고성형, 고강도 강판 제조 방법, High-profile, high-strength steel sheet manufacturing method
이하에서는 상기 특성을 나타낼 수 있는 고강도 냉연강판 제조 방법에 대하여 설명하기로 한다. Hereinafter, a method for manufacturing a high strength cold rolled steel sheet capable of exhibiting the above characteristics will be described.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다. 2 schematically shows a method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
도 2를 참조하면, 도시된 냉연강판 제조 방법은 열연 단계(S210), 냉연 단계(S220), 열처리 단계(S230) 및 냉각/항온열처리 단계(S240)를 포함한다.
Referring to FIG. 2, the illustrated cold rolled steel sheet manufacturing method includes a hot rolling step S210, a cold rolling step S220, a heat treatment step S230, and a cooling / constant temperature heat treatment step S240.
열연 단계Hot rolling step
열연 단계(S210)에서는 본 발명에 따른 고강도 강판의 합금 성분, 즉 탄소(C) : 0.05 ~ 0.25 중량%, 실리콘(Si) : 0.5 ~ 1.5 중량%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5 중량%, 인(P) : 0.01 ~ 0.05 중량%, 황(S) : 0중량% 초과 내지 0.005중량% 이하, 크롬(Cr) : 0.1~0.7 중량%, 몰리브덴(Mo) : 0.03~0.08 중량%, 질소(N) : 0중량ppm 초과 내지 60중량ppm 이하 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연 강을 형성한다.In the hot rolling step S210, the alloy components of the high strength steel sheet according to the present invention, that is, the carbon (C): 0.05 to 0.25 wt%, the silicon (Si): 0.5 to 1.5 wt%, the manganese (Mn) 0.01 to 0.05% by weight of phosphorus (P), 0 to 0.005% by weight of sulfur (S), 0.1 to 0.7% by weight of chromium (Cr), 0.03 to 0.08% by weight of molybdenum N): not less than 0 wt. Ppm but not more than 60 wt. Ppm, and the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities is reheated, hot rolled, cooled and wound to form hot rolled steel.
강 슬라브는 제강 공정을 통해 용강을 얻은 다음에 연속주조 공정을 통하여 제조된다. Steel slabs are produced through a continuous casting process after obtaining molten steel through a steelmaking process.
슬라브 재가열은 주조시 편석된 성분을 재고용하고, 강 슬라브를 균질화하기 위하여 실시된다. 슬라브 재가열은 슬라브 재가열 온도(SRT) : 1150 ~ 1250℃의 온도에서 실시될 수 있다. 슬라브 재가열 온도가 1150℃ 미만이면 편석된 성분이 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 사이즈가 증대되어 페라이트의 결정립을 조대화시켜 강도 확보가 어려워질 수 있다.Slab reheating is performed to reuse the segregated components during casting and to homogenize the steel slabs. The reheating of the slab may be carried out at a temperature of 1150 to 1250 캜 at the slab reheat temperature (SRT). If the slab reheating temperature is lower than 1150 DEG C, there is a problem that the segregated components can not be reused. On the other hand, when the slab reheating temperature exceeds 1250 deg. C, the austenite grain size increases and the crystal grains of the ferrite grains are coarsened, making it difficult to secure the strength.
또한, 슬라브 재가열은 주조시 편석된 성분의 재고용 및 강 슬라브의 균질화가 충분히 이루어질 수 있도록, 상기 온도 범위에서 대략 2시간 이상 실시될 수 있다. In addition, the slab reheating can be carried out in the above-mentioned temperature range for about 2 hours or more so that the segregated components can be reused and the steel slab can be homogenized sufficiently during casting.
열간 압연은 마무리 압연 온도(FDT)가 800 ~ 950℃가 되도록 실시될 수 있다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면 페라이트 영역에서 압연이 진행되게 되어 압연부하가 급격히 증가하게되어 생산성이 저하되며, 압연시 과도한 전위가 페라이트 내에 형성되어 냉각 또는 권취 중에 강의 표면에 조대한 결정립이 형성되어 불균일한 결정립이 형성된다. 반대로, 마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면 페라이트 결정립의 사이즈가 증가하여 강도가 감소될 수 있다. Hot rolling may be carried out such that the finishing rolling temperature (FDT) is 800 to 950 캜. When the finishing rolling temperature is less than 800 ° C, the rolling progresses in the ferrite region, so that the rolling load increases sharply, resulting in a decrease in productivity. In the rolling, an excessive potential is formed in the ferrite to form coarse grains on the surface of the steel during cooling or coiling Uneven crystal grains are formed. On the other hand, when the finish rolling temperature exceeds 950 DEG C, the size of the ferrite crystal grains increases and the strength can be reduced.
냉각 이후 이루어지는 권취는 권취 온도(CT) : 500 ~ 600℃에서 실시될 수 있으며, 더욱 바람직하게는 540±20℃를 제시할 수 있다. 권취 온도가 600℃를 초과하면 권취 후 지속적인 상변태로 인해 코일 주저 앉음이 발생하여 후 공정에서 불량을 일으킬 확률이 커진다. 반대로 권취 온도가 500℃ 미만이면, 연성이 저하되어 냉간압연시 부하가 증가된다.
Coiling after cooling may be carried out at a coiling temperature (CT) of 500 to 600 占 폚, more preferably 540 占 폚 to 20 占 폚. If the coiling temperature is higher than 600 ° C, the coil stagnation occurs due to the continuous phase transformation after winding, which increases the probability of causing defects in the post-process. On the other hand, if the coiling temperature is less than 500 占 폚, the ductility is lowered and the load during cold rolling is increased.
냉연 단계Cold rolling stage
냉연 단계(S220)에서는 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연하여 냉연 강을 형성한다. 냉간 압연시 압하율은 대략 50% 이상이 될 수 있다.
In the cold rolling step (S220), the hot-rolled steel is pickled, cold-rolled to form cold-rolled steel. The rolling reduction during cold rolling can be about 50% or more.
열처리 단계Heat treatment step
본 발명에서 열처리 단계(S230)에서는 냉연 강을 열처리하여 오스테나이트 상분율을 제어한다. In the heat treatment step S230 of the present invention, the cold rolled steel is heat-treated to control the austenite phase fraction.
본 발명에서 열처리는 오스테나이트 단상역에서 대략 100~150초 동안 수행한다. 이를 위하여 840℃ 이상의 온도에서 열처리를 수행하는 것이 바람직하고, 840~950℃에서 열처리를 수행하는 것이 보다 바람직하다. 오스테나이트 단상역에 해당하는 840℃ 이상에서 열처리를 진행하여 오스테나이트 분율을 확보하고 최종 마르텐사이트내 탄소함량을 감소시켜 페라이트와 마르텐사이트 경도차이의 감소를 도모한다. 이는 굽힘성의 향상으로 나타난다. 반면, 840℃ 미만, 즉 오스테나이트-페라이트 2상역에서 열처리를 수행할 경우, 목표로 하는 굽힘반경 확보가 어려워질 수 있다.
In the present invention, the heat treatment is performed for about 100 to 150 seconds in the austenite single phase. For this, the heat treatment is preferably performed at a temperature of 840 ° C or higher, and more preferably, the heat treatment is performed at 840 ° C to 950 ° C. Heat treatment is performed at 840 ° C or higher corresponding to the austenite single phase, thereby securing the austenite fraction and decreasing the carbon content in the final martensite to reduce the difference in hardness between ferrite and martensite. This appears to be an improvement in bendability. On the other hand, when the heat treatment is performed at a temperature lower than 840 占 폚, that is, in the austenite-ferrite two phase region, it may become difficult to obtain a target bending radius.
냉각/항온열처리 단계Cooling / constant temperature heat treatment step
상기의 열처리 단계(S230) 종료 후에는, 최종 재질, 즉 인장강도 980MPa 이상, 항복비 0.65 이상 및 연신율 15% 이상을 확보하기 위하여, 롤 퀀칭(Roll- Quenching) 방식 등을 이용하여 열처리된 강을 대략 5~20℃/sec의 냉각 속도로 냉각한 후, 대략 200초 동안 항온 열처리를 실시한다.(S240)After completion of the above-mentioned heat treatment step (S230), in order to secure the final material, that is, a tensile strength of 980 MPa or more, a yield ratio of 0.65 or more, and an elongation of 15% or more, a steel subjected to heat treatment using a roll quenching method or the like After cooling at a cooling rate of approximately 5 to 20 占 폚 / sec, a constant-temperature heat treatment is performed for approximately 200 seconds (S240)
이때, 냉각 종료 온도는 420 ~ 540℃인 것이 바람직하다. 냉각 종료 온도가 540℃를 초과하는 경우, 펄라이트 변태를 유발할 수 있다. 반대로, 냉각 종료 온도가 420℃ 미만일 경우, 마르텐사이트 변태가 일어나 연신율을 확보하지 못 할 수 있다.At this time, the cooling end temperature is preferably 420 to 540 캜. If the cooling end temperature exceeds 540 占 폚, pearlite transformation may be caused. On the other hand, when the cooling end temperature is lower than 420 캜, martensitic transformation may occur and the elongation can not be ensured.
또한 항온 열처리 온도는 420 ~ 460℃인 것이 바람직하다. 항온 열처리 온도가 460℃를 초과하는 경우, 펄라이트 변태가 일어날 수 있어 충분한 인장강도를 확보하기 어렵다. 반면, 항온 열처리 온도가 420℃ 미만일 경우, 베이나이트 변태량이 증가하게 되어 인장강도 및 연신율을 확보하기 어렵다.The constant temperature heat treatment temperature is preferably 420 to 460 ° C. If the constant-temperature heat treatment temperature exceeds 460 DEG C, pearlite transformation may occur and it is difficult to secure sufficient tensile strength. On the other hand, when the temperature for the heat treatment at a constant temperature is less than 420 ° C, the amount of bainite transformation increases, making it difficult to secure tensile strength and elongation.
항온 열처리 이후, 마르텐사이트 변태를 일으켜 강도를 향상시키기 위하여 대략 10~50℃/sec 냉각속도로 150~200℃까지 냉각하는 과정을 더 수행할 수 있다. After the heat treatment at a constant temperature, a cooling process may be performed at a cooling rate of about 10 to 50 DEG C / sec to 150 to 200 DEG C in order to cause martensite transformation and improve the strength.
상기의 열연 단계(S210), 냉연 단계(S220), 열처리 단계(S230) 및 냉각/항온열처리 단계(S240)를 통하여 제조되는 냉연 강판의 경우, 인장강도(TS) : 980 ~ 1030MPa, 항복비(YP/TS) : 0.65 ~ 0.68, 연신율 : 15.0 ~ 18.0%, 강판 두께 대비 굽힘R (모서리 곡률 반지름) 비율을 의미하는 90° 굽힘성이 1.3~1.7배를 나타낼 수 있었다.
In the case of a cold rolled steel sheet produced through the above hot rolling step (S210), the cold rolling step (S220), the heat treatment step (S230), and the cooling / constant temperature heat treatment step (S240), the tensile strength TS is 980 to 1030 MPa, YP / TS): 0.65 ~ 0.68, elongation: 15.0 ~ 18.0%, and the 90 ° bendability, which means the ratio of bending R (radius of curvature of corner)
실시예Example
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다. Hereinafter, the configuration and operation of the present invention will be described in more detail with reference to preferred embodiments of the present invention. It is to be understood, however, that the same is by way of illustration and example only and is not to be construed in a limiting sense.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
The contents not described here are sufficiently technically inferior to those skilled in the art, and a description thereof will be omitted.
1. 강판의 제조 1. Manufacture of steel sheet
표 1에 기재된 조성을 갖는 강 슬라브를 1200℃에서 2시간 동안 재가열하고, 895℃에서 마무리 열간 압연한 후, 540℃까지 냉각하여 권취하였다. 이후, 산세처리 후 50%의 압하율로 냉간 압연을 실시하였다.The steel slab having the composition shown in Table 1 was reheated at 1,200 DEG C for 2 hours and then subjected to finishing hot rolling at 895 DEG C, followed by cooling to 540 DEG C and winding. Thereafter, cold rolling was carried out at a reduction ratio of 50% after the pickling treatment.
이후, 열처리 온도에 따른 기계적 특성을 살펴보기 위하여, 각 시편에 대하여 표 2에 도시된 이상역 및 오스테나이트 단상역 열처리 온도를 변경하고 냉각 520℃, 항온열처리 430℃로 고속열처리를 수행하였으며 그에 따른 기계적 물성 및 굽힘특성을 관찰하였다.In order to investigate the mechanical properties according to the heat treatment temperature, a rapid heat treatment was carried out at 520 ° C for cooling and 430 ° C for constant temperature annealing by changing the annealing temperature for aberration and austenite single phase shown in Table 2 for each specimen. Mechanical properties and bending properties were observed.
모든 시편에 대하여, 이상역(780℃) 및 오스테나이트 단상역(840℃) 열처리는 120초 동안 실시하였고, 냉각은 55초 동안 실시하였으며, 항온열처리는 200초 동안 실시하였다.For all the specimens, annealing at 780 ℃ for aberration and 840 ℃ for austenite was carried out for 120 seconds, cooling for 55 seconds and annealing for 200 seconds.
[표 1][Table 1]
[표 2][Table 2]
2. 기계적 특성 평가 결과2. Evaluation results of mechanical properties
표 2를 참조하면, 실시예에 해당하는 시편 1의 경우, 오스테나이트 페라이트 이상역에 해당하는 780℃에서 열처리한 기계적 물성은 목표물성을 만족하지 못하였지만, 오스테나이트 단상역에 해당하는 840℃ 열처리한 기계적 물성 및 굽힘특성은 다른 비교예보다 우수하여 목표한 물성을 만족하였다. 항복비(YP/TS)는 0.68, 인장강도는 1035MPa, 연신율 17.3%로 목표한 물성치를 달성하였으며 굽힘특성 또한 두께대비 1.3배로 우수한 물성을 나타내었다. Referring to Table 2, in the case of the specimen 1 corresponding to the example, the mechanical properties that were heat-treated at 780 ° C, which corresponds to the austenite ferrite anomaly, did not satisfy the target properties, but the heat treatment at 840 ° C A mechanical property and a bending property were superior to other comparative examples and satisfied the desired properties. The yield ratio (YP / TS) was 0.68, tensile strength was 1035MPa, elongation was 17.3%, and the bending properties were also 1.3 times as good as the thickness.
또한, 표 2를 참조하면, 열처리 온도 780℃를 수행하게 되면 항복비가 낮아지고, 연신율 및 굽힘성이 열화되었다. 이러한 데이터들을 기준으로 본 발명에서 열처리 온도는 840℃ 이상인 것이 바람직하다.
In addition, referring to Table 2, when the heat treatment temperature was 780 占 폚, the yield ratio was lowered, and the elongation and bendability deteriorated. Based on these data, the heat treatment temperature in the present invention is preferably 840 DEG C or higher.
그러나, 시편 2의 경우, 열처리 온도 840℃에서 인장강도, 연신율은 만족하였으나 항복비가 0.62로 목표치에 도달하지 못하였으며 굽힘성 또한 열위하였다.However, in the case of specimen 2, the tensile strength and elongation were satisfied at the heat treatment temperature of 840 ° C, but the yield ratio did not reach the target value of 0.62 and the bending property was also inferior.
또한, 시편 3의 경우, 열처리 온도 840℃에서 항복비, 인장강도, 연신율은 만족하였으나 굽힘성이 열위하였다.In the case of specimen 3, yield ratio, tensile strength and elongation were satisfied at a heat treatment temperature of 840 ° C, but the bending property was poor.
또한, 시편 4의 경우, 열처리 온도 840℃에서 항복비, 인장강도는 만족하였으나 연신율 15%를 만족하지 못하였고 굽힘성이 열위하였다.
In the case of specimen 4, the yield ratio and tensile strength were satisfied at a heat treatment temperature of 840 ° C, but the elongation was not satisfied and the bending property was poor.
본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 하여 설명되었으나, 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 타 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다.While the present invention has been particularly shown and described with reference to exemplary embodiments thereof, it will be understood by those of ordinary skill in the art that various changes in form and details may be made therein without departing from the spirit and scope of the invention as defined by the appended claims. I will understand.
따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호범위는 아래의 특허청구범위에 의해서 정하여져야 할 것이다.
Accordingly, the true scope of protection of the present invention should be defined by the following claims.
S210 : 열연 단계
S220 : 냉연 단계
S230 : 열처리 단계
S240 : 냉각/항온열처리 단계 S210: Hot rolling step
S220: cold rolling step
S230: heat treatment step
S240: cooling / constant temperature heat treatment step
Claims (9)
(b) 상기 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연하여 냉연 강을 형성하는 단계;
(c) 상기 냉연 강을 840℃ 이상의 오스테나이트 단상역에서 소둔 열처리하는 단계; 및
(d) 상기 열처리된 강을 420 ~ 540℃까지 냉각한 후, 항온 열처리하는 단계;를 포함하여,
페라이트가 면적률로 40% 이상 포함되고, 마르텐사이트를 포함하는 제2상이 면적률로 50% 미만 포함되며, 베이나이트가 면적률로 10% 이하로 포함되는 복합조직을 형성함으로써, 제조되는 강이 인장강도 : 980MPa 이상, 항복비 : 0.65 이상, 연신율 15% 이상 및 90° 굽힘시 최소 굽힘 반경(R)이 강판 두께의 2배 이하인 것을 특징으로 하는 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법.
(a) from 0.05 to 0.25 wt% of carbon (C), from 0.5 to 1.5 wt% of silicon (Si), from 1.5 to 2.5 wt% of manganese (Mn), from 0.01 to 0.05 wt% of phosphorus ): 0 to 0.005 wt% or less, 0.1 to 0.7 wt% of chromium (Cr), 0.03 to 0.08 wt% of molybdenum (Mo), 0 to 60 wt ppm or less of nitrogen (N) Reheating, hot rolling, cooling and winding the steel and slab composed of iron (Fe) and unavoidable impurities to form a hot-rolled steel;
(b) subjecting the hot-rolled steel to pickling, cold-rolling to form a cold-rolled steel;
(c) annealing the cold-rolled steel at a temperature of 840 占 폚 or higher in a single phase of austenite; And
(d) cooling the heat-treated steel to 420 to 540 占 폚, followed by a constant-temperature heat treatment;
The ferrite is contained in an area ratio of not less than 40%, the second phase containing martensite is contained in an area ratio of less than 50%, and the bainite is contained in an area ratio of not more than 10% Wherein the steel sheet has a tensile strength of 980 MPa or more, a yield ratio of 0.65 or more, an elongation of 15% or more, and a minimum bending radius (R) at 90 ° bending is 2 times or less the thickness of the steel sheet.
상기 (a) 단계의 재가열은
1150 ~ 1250℃에서 수행되는 것을 특징으로 하는 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
The reheating in step (a)
Wherein the annealing is performed at a temperature of 1150 to 1250 占 폚.
상기 (a) 단계의 열간 압연은
800 ~ 950℃의 마무리압연온도 조건으로 수행되는 것을 특징으로 하는 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법.
3. The method of claim 2,
The hot rolling in the step (a)
Wherein the annealing is performed at a finishing rolling temperature of 800 to 950 캜.
상기 (a) 단계의 권취는
500 ~ 600℃에서 수행되는 것을 특징으로 하는 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법.
The method of claim 3,
The winding in the step (a)
Wherein the annealing is performed at 500 to 600 ° C.
상기 항온 열처리는
420 ~ 460℃ 온도에서 수행되는 것을 특징으로 하는 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
The constant temperature heat treatment
Wherein the annealing is performed at a temperature of 420 to 460 ° C.
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Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2017222160A1 (en) * | 2016-06-21 | 2017-12-28 | 현대제철 주식회사 | High-strength cold rolled steel sheet having excellent bendability, and manufacturing method therefor |
KR101989237B1 (en) * | 2017-09-26 | 2019-06-14 | 현대제철 주식회사 | Method for manufacturing ultra high strength steel having excellent surface characteristics |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005220440A (en) | 2004-01-09 | 2005-08-18 | Kobe Steel Ltd | Ultrahigh-strength steel sheet superior in hydrogen embrittlement resistance and manufacturing method therefor |
KR20110042369A (en) * | 2008-09-10 | 2011-04-26 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | High-strength steel sheet and method for production thereof |
-
2012
- 2012-06-19 KR KR1020120065442A patent/KR101412262B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005220440A (en) | 2004-01-09 | 2005-08-18 | Kobe Steel Ltd | Ultrahigh-strength steel sheet superior in hydrogen embrittlement resistance and manufacturing method therefor |
KR20110042369A (en) * | 2008-09-10 | 2011-04-26 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | High-strength steel sheet and method for production thereof |
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KR20130142321A (en) | 2013-12-30 |
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