KR101568495B1 - 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents
우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDFInfo
- Publication number
- KR101568495B1 KR101568495B1 KR1020130160005A KR20130160005A KR101568495B1 KR 101568495 B1 KR101568495 B1 KR 101568495B1 KR 1020130160005 A KR1020130160005 A KR 1020130160005A KR 20130160005 A KR20130160005 A KR 20130160005A KR 101568495 B1 KR101568495 B1 KR 101568495B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- steel sheet
- rolled steel
- excluding
- cold
- less
- Prior art date
Links
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims abstract description 36
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 18
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title abstract description 16
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 42
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 42
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 8
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 32
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 14
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 9
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 5
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 3
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 31
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 11
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 11
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 11
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 10
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 5
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 3
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000004513 sizing Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
본 발명은 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 차체용 부재 등에 바람직하게 적용될 수 있는 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.13%, Si: 0.5%이하(0은 제외), Mn: 1.0%이상~2.0중량%미만, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5%이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 면적분율로, 10%이하(0은 제외)의 페라이트 및 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 미세조직을 가지는 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면, 1000MPa이상의 고강도를 가지면서도 형상 품질 또한 매우 우수한 자동차용 냉연강판을 제공할 수 있다.
본 발명에 따르면, 1000MPa이상의 고강도를 가지면서도 형상 품질 또한 매우 우수한 자동차용 냉연강판을 제공할 수 있다.
Description
본 발명은 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 차체용 부재 등에 바람직하게 적용될 수 있는 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구환경 보전을 위한 이산화탄소의 규제에 따른 자동차의 경량화 및 충돌 안정성을 향상하기 위한 자동차용 강판의 초고강도화가 지속적으로 요구되고 있다.
이러한 요구를 만족시키기 위해서 저온 변태조직을 활용한 초고강도 냉연강판이 개발되고 있다. 특히 1000㎫급 이상의 고강도 박강판의 경우 적은 합금 성분의 첨가로 용접성 및 고강도를 동시에 달성하기 위하여, 강판을 오스테나이트 단상역 온도에서 균열 처리한 후, 수냉하여 금속 조직을 마르텐사이트 단상으로 제어하는 방법이 유효하게 적용되고 있다.
그러나, 수냉각시 냉각에 따른 체적 수축과 마르텐사이트 상변태에 의한 체적 팽창 등이 강판의 폭방향, 길이방향 온도 편차에 의하여 불균일하게 나타나 강판의 형상불량이 발생하게 된다. 이러한 형상의 불량은 연속 소둔 공정에서 조업성을 저해하며 제품 가공을 위한 롤가공시 작업성 열위 및 제품의 치수 정밀도에 악영향을 미칠 수 있다.
이러한 문제를 해결하기 위한 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 상기 기술은 1GPa이상의 강도를 가지면서 형상품질이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것으로서, 서냉구간과 급냉구간의 온도차 및 합금성분을 제한하여 형상품질을 확보하고 있다. 다른 기술로는 특허문헌 2가 있는데, 상기 기술은 연속 소둔 후 30℃/초 이상으로 급냉시켜 마르텐사이트형 초고강도 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다. 그러나, 상기 기술들은 형상 품질이 향상된 강판을 제조함에 있어 급냉을 실시하고 있으나, 이러한 급냉에 의해 판형상이 불량해지는 문제점에 대해서는 전혀 고려하고 있지 않다.
본 발명은 합금조성과 더불어 제조조건을 제어함으로써 우수한 형상 품질뿐만 아니라 고강도를 갖는 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.13%, Si: 0.5%이하(0은 제외), Mn: 1.0%이상~2.0중량%미만, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5%이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 면적분율로, 10%이하(0은 제외)의 페라이트 및 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 미세조직을 가지는 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.13%, Si: 0.5%이하(0은 제외), Mn: 1.0%이상~2.0중량%미만, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5%이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 700℃이하에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3~900℃에서 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 하기 관계식 1로 표현되는 냉각정지온도(T)까지 서냉하는 단계; 상기 서냉된 냉연강판을 수냉하는 단계; 및 상기 수냉된 냉연강판을 150~250℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] = 5335C + 382Mn + 10291Ti + 1.57T ≥ 2453
본 발명에 따르면, 1000MPa이상의 고강도를 가지면서도 형상 품질 또한 매우 우수한 자동차용 냉연강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명이 제안하는 서냉 및 수냉 프로세스를 거쳐 제조된 강판의 표면을 관찰한 사진이다.
도 2는 서냉없이 수냉 프로세스를 거쳐 제조된 강판의 표면을 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명의 발명예와 비교예에 대한 관계식 1의 값과 인장강도간의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 서냉없이 수냉 프로세스를 거쳐 제조된 강판의 표면을 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명의 발명예와 비교예에 대한 관계식 1의 값과 인장강도간의 관계를 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
C: 0.05~0.13중량%
C는 마르텐사이트 강도 확보를 위하여 필요한 원소로서, 이를 위해 0.05중량%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.13중량%를 초과하는 경우에는 연성과 굽힘가공성 및 용접성이 감소하여 프레스 성형 및 롤가공성이 나빠지는 단점이 있으므로, 상기 C는 0.05~0.13중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Si: 0.5중량%이하(0은 제외)
Si는 페라이트 안정화 원소로서, 서냉각 구간이 존재하는 본 발명에서 소둔후 서냉시 페라이트 생성을 촉진하여 강도를 약화시키는 단점이 있다. 또한, Si는 Ac3 변태점을 상승시키는 원소여서, 오스테나이트 단상을 얻기 위한 소둔온도를 상승시켜 소둔비용의 상승을 초래하기 때문에 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.5중량%이하로 제어한다.
Mn: 1.0%이상~2.0중량%미만
Mn은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트를 안정하게 하는 경화능 증가 원소로 잘 알려져 있는데, Mn이 1.0중량% 미만일 경우에는 서냉각시 페라이트 생성이 용이하며, 강도의 확보가 어렵다. 반면, 2중량%이상일 경우에는 편석에 의한 밴드형성 및 전로 조업시 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가 증가를 유발하므고, 조대한 소둔농화물 형성으로 도금강판의 표면결함을 유발한다. 따라서, 상기 Mn은 1.0%이상~2.0중량%미만의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
P: 0.03중량%이하(0은 제외)
P는 불순물 원소로서 그 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함 유발 가능성이 높아지기 때문에, 그 상한을 0.03중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.015중량%이하(0은 제외)
S는 P와 마찬가지로 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015중량%를 초과하는 경우에는 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 매우 높아지기 때문에, 그 상한을 0.015중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.1중량%
Al은 제강 공정에서 탈산을 위해 첨가되는 원소이며, 충분한 탈산 효과를 얻기 위해서는 0.01중량%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 페라이트 영역을 확대하는 합금원소로서, Ac1 변태점을 낮추어 소둔 비용을 저감시키는 장점이 있다. 그러나, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 촉진하는 단점이 있고, AlN 형성에 의한 고온 열간압연성을 저하시킬 우려가 있으므로, 상기 Al은 0.01~0.1중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Cr: 0.5중량%이하(0은 제외)
Cr은 경화능 증가원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 공정을 활용하는 경우에는 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있으나, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의해 원가가 매우 증가하게 되므로, 상기 Cr은 0.5중량%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Ti: 48/14×[N]~0.1중량%
Ti는 질화물 형성원소로서 강중 N의 농도를 감소하는 효과가 있으며, 이를 위해서는 화학당량적으로 48/14*[N]%이상을 첨가할 필요가 있다. 상기 Ti가 미첨가되거나 48/14*[N] 미만일 경우에는 AlN 형성에 의해 열간 압연시 크랙 발생이 염려되며, 또한 BN의 형성으로 인해 B 첨가에 의한 경화능 증가 효과가 저감된다. 반면, 0.1중량%를 초과하는 경우에는 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물을 석출시켜 마르텐사이트의 탄소 농도를 감소시켜 강도가 낮아지게 되므로, 상기 Ti는 48/14×[N]~0.1중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Nb: 0.1중량%이하(0은 제외)
Nb는 오스테나이트 입계에 탄화물 형태로 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하여 강도를 증가시키는 원소이나, 0.1중량%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의해 원가가 매우 증가하게 되므로, 상기 Nb는 0.1중량%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
B: 0.005중량%이하(0은 제외)
B는 오스테나이트 입계를 안정화하여 페라이트의 핵 생성을 억제하는 장점이 있어, 본 발명의 서냉각시 경화능을 향상시키는 장점이 있다. 다만, 상기 B의 함량이 0.005중량%를 초과하는 경우에는 Fe23(C,B)6의 석출에 의하여 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 발생하므로, 상기 B는 0.005중량%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
N: 0.01중량%이하(0은 제외)
N은 강 제조시 불가피하게 함유되는 원소이나, 0.01중량%를 초과하는 경우에는 AlN을 형성시켜 연속주조시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가하며, 또한 BN을 형성시켜 B의 경화능 효과를 저감시키므로, 그 상한을 0.01중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 냉연강판은 전술한 합금조성 외에 나머지 Fe로 이루어지며, 제조공정상 불가피하게 포함되는 불순물을 포함한다.
본 발명이 제공하는 냉연강판은 미세조직은 마르텐사이트 조직으로 이루어지는 것이 바람직하다. 이와 같이 다량의 마르텐사이트를 확보함으로써 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보할 수 있다. 다만, 제조공정상 마르텐사이트 외에 페라이트와 베이나이트가 불가피하게 형성될 수 있는데, 이러한 미세조직은 강도 확보에 불리한 원소이며, 따라서 본 발명에서는 상기 페라이트와 베이나이트의 면적분율의 상한을 10%로 제어함으로써, 본 발명이 목표로 하는 수준의 고강도를 확보할 수 있다. 따라서, 본 발명 냉연강판의 미세조직은 면적분율로, 10%이하(0은 제외)의 페라이트 및 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 미세조직을 갖는 것이 바람직하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 냉연강판은 1000MPa 이상의 우수한 인장강도를 확보할 수 있고, 이를 통해 고강도가 요구되는 자동차 차체용 부재 등에 바람직하게 적용될 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열한다. 상기 재가열온도가 1100℃ 미만일 경우에는 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 재가열 비용의 상승 및 표면 스케일양이 증가하므로, 상기 재가열온도는 1100~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열간압연온도가 Ar3미만일 경우에는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지게 되며, 이로 인해 고강도를 확보하기 곤란하게 될 뿐만 아니라 열간압연하중이 변동되어 양호한 표면 형상을 얻기 곤란할 수 있다. 반면, 1000℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일량이 증가하여 표면품질이 저하되는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 마무리 열간압연온도는 Ar3~1000℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 언급한 Ar3는 냉각시에 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도를 의미한다.
이어서, 상기 열연강판을 700℃이하에서 권취한다. 상기 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 표면 결함을 유발할 수 있다. 한편, 본 발명에서는 상기 권취가 상온 이상의 온도에서 이루어지면 본 발명이 얻고자 하는 효과를 확보할 수 있으므로, 상기 권취온도의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않는다.
상기 권취공정 이후에는 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 한편, 상기 냉간압연 전에는 양호한 표면 형상을 위하여 표면 스케일을 제거를 위한 산세 공정을 추가로 행할 수 있다.
이후, 상기와 같이 얻어지는 냉연강판을 Ac3~900℃에서 소둔한다. 상기 소둔온도가 Ac3 미만일 경우에는 페라이트의 잔류로 인해 강도의 감소가 발생하며, 소둔 온도가 900℃를 초과하는 경우에는 연속소둔로의 내구성 열화 및 Si, Mn등의 표면 산화물 증가를 유발하게 되므로, 상기 소둔온도는 Ac3~900℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 언급한 Ac3는 승온시 페라이트가 모두 사라지고 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도를 의미한다.
상기 소둔된 냉연강판을 하기 관계식 1로 표현되는 냉각정지온도(T)까지 서냉한다. 하기 관계식 1은 C, Mn, Ti와 냉각정도온도에 따른 인장강도 및 형상 품질을 인자화한 것이며, 하기 관계식 1이 2453 미만인 경우에는 양호한 형상 품질과 고강도를 확보하기 곤란하다. 한편, 하기 관계식 1의 조건을 만족하기만 하면 본 발명이 얻고자 하는 효과를 충분히 얻을 수 있으므로, 본 발명에서는 그 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다.
[관계식 1] = 5335C + 382Mn + 10291Ti + 1.57T ≥ 2453
한편, 상기 서냉시 냉각속도는 13℃/s이상인 것이 바람직한데, 상기 서냉속도가 13℃/s미만일 경우에는 페라이트나 펄라이트 등의 미세조직이 형성되어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란할 수 있다. 반면, 상기 서냉속도가 16℃/s를 초과하는 경우에는 판형상 제어를 위한 서냉구간 효과가 줄어들 수 있으므로, 상기 서냉속도는 13~16℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 서냉된 냉연강판을 수냉한다. 상기 수냉을 통해 미세조직을 마르텐사이트로 변태시켜 우수한 고강도를 확보할 수 있다. 상기 수냉시 냉각속도는 150℃/s이상인 것이 바람직한데, 150℃/s미만인 경우에는 충분한 마르텐사이트 분율을 확보하기 곤란하여 고강도를 달성할 수 없다. 한편, 상기 냉각속도가 빠를수록 본 발명이 얻고자 하는 효과를 보다 유리하게 확보할 수 있으므로, 본 발명에서는 상기 냉각속도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다.
이어서, 상기 수냉된 냉연강판을 150~250℃에서 템퍼링한다. 상기 템퍼링 공정을 통해 탄소의 확산 및 전위고착에 의한 고항복강도를 확보할 수 있다. 만일, 상기 템퍼링온도가 150℃ 미만일 경우에는 탄소 확산을 위한 템퍼링 시간이 과도하게 증가하여 조업성이 감소하게 되며, 250℃를 초과하는 경우에는 탄화물 형성에 의해 마르텐사이트의 강도가 크게 감소하게 되어, 고강도를 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 템퍼링 온도는 150~250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 이 때, 상기 템퍼링은 120~1800초간 행하여지는 것이 바람직한데, 상기 템퍼링 시간이 120초 미만인 경우에는 탄소 확산 시간이 충분하지 않아 높은 항복강도를 확보하기 곤란할 수 있으며, 1800초를 초과하는 경우에는 탄화물이 형성되어 마르텐사이트의 강도가 감소하여 고강도를 확보하기 곤란할 수 있다.
도 1은 본 발명이 제안하는 서냉 및 수냉 프로세스를 거쳐 제조된 강판의 표면을 관찰한 사진이며, 도 2는 서냉없이 수냉 프로세스를 거쳐 제조된 강판의 표면을 관찰한 사진이다. 도 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 제조조건을 만족하는 경우에는 우수한 휨 현상이 없는 양호한 형상을 얻을 수 있는 반면, 서냉을 거치지 않은 경우에는 수냉구간이 길어짐에 따라 과도한 수냉이 적용되어 강판의 휘어짐이 매우 심해져 형상품질이 매우 불량함을 알 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 강을 34Kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 사이징 압연을 통하여 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 1200℃의 온도에서 1시간 유지한 후, 880℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻고, 이 열연강판을 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지하여 로냉하여 열연권취를 모사하였다. 이어서, 산세 및 55%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻은 뒤, 860℃에서 소둔한 후 하기 표 2의 조건으로 냉각을 실시하였다. 이후, 150℃/s의 냉각속도로 수냉하고, 180℃에서 120초간 템퍼링을 실시한 뒤, 미세조직과 표면형상을 관찰하고 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
| 구분 | 합금조성(중량%) | ||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | Cr | Ti | Nb | B | N | |
| 강종1 | 0.08 | 0.088 | 1.78 | 0.01 | 0.003 | 0.036 | 0.098 | 0.019 | 0.015 | 0.0009 | 0.0036 |
| 강종2 | 0.061 | 0.095 | 1.68 | 0.0085 | 0.0027 | 0.032 | 0.098 | 0.019 | 0.015 | 0.001 | 0.0033 |
| 강종3 | 0.082 | 0.09 | 1.69 | 0.01 | 0.0026 | 0.033 | 0.097 | 0.02 | 0.015 | 0.001 | 0.0037 |
| 강종4 | 0.05 | 0.096 | 1.94 | 0.0095 | 0.003 | 0.03 | 0.099 | 0.02 | 0.015 | 0.001 | 0.0045 |
| 강종5 | 0.052 | 0.096 | 1.91 | 0.01 | 0.0029 | 0.031 | 0.1 | 0.02 | 0.015 | 0.001 | 0.004 |
| 강종6 | 0.08 | 0.088 | 1.78 | 0.01 | 0.003 | 0.036 | 0.098 | 0.019 | 0.015 | 0.0009 | 0.0036 |
| 강종7 | 0.082 | 0.09 | 1.69 | 0.01 | 0.0026 | 0.033 | 0.097 | 0.02 | 0.015 | 0.001 | 0.0037 |
| 강종8 | 0.05 | 0.096 | 1.94 | 0.0095 | 0.003 | 0.03 | 0.099 | 0.02 | 0.015 | 0.001 | 0.0045 |
| 강종9 | 0.071 | 0.089 | 1.96 | 0.01 | 0.0033 | 0.036 | 0.096 | 0.02 | 0.015 | 0.0009 | 0.0032 |
| 구분 | 강종No. | 관계식 1 | 서냉조건 | |
| 속도(℃/s) | 정지온도(℃) | |||
| 비교예1 | 강종1 | 2401 | 13 | 700 |
| 비교예2 | 강종1 | 2401 | 16 | 700 |
| 비교예3 | 강종2 | 2261 | 13 | 700 |
| 비교예4 | 강종2 | 2340 | 13 | 750 |
| 비교예5 | 강종2 | 2418 | 13 | 800 |
| 비교예6 | 강종2 | 2261 | 16 | 700 |
| 비교예7 | 강종2 | 2340 | 16 | 750 |
| 비교예8 | 강종2 | 2418 | 16 | 800 |
| 비교예9 | 강종3 | 2387 | 13 | 700 |
| 비교예10 | 강종3 | 2387 | 16 | 700 |
| 비교예11 | 강종4 | 2312 | 13 | 700 |
| 비교예12 | 강종4 | 2391 | 13 | 750 |
| 비교예13 | 강종4 | 2312 | 16 | 700 |
| 비교예14 | 강종4 | 2391 | 16 | 750 |
| 발명예1 | 강종5 | 2468 | 16 | 800 |
| 발명예2 | 강종6 | 2479 | 13 | 750 |
| 발명예3 | 강종6 | 2558 | 13 | 800 |
| 발명예4 | 강종6 | 2479 | 16 | 750 |
| 발명예5 | 강종6 | 2558 | 16 | 800 |
| 발명예6 | 강종7 | 2466 | 13 | 750 |
| 발명예7 | 강종7 | 2544 | 13 | 800 |
| 발명예8 | 강종7 | 2466 | 16 | 750 |
| 발명예9 | 강종7 | 2544 | 16 | 800 |
| 발명예10 | 강종8 | 2469 | 13 | 800 |
| 발명예11 | 강종9 | 2510 | 13 | 750 |
| 발명예12 | 강종9 | 2589 | 13 | 800 |
| 발명예13 | 강종9 | 2510 | 16 | 750 |
| 발명예14 | 강종9 | 2589 | 16 | 800 |
| [관계식 1] = 5335C + 382Mn + 10291Ti + 1.57T ≥ 2453 | ||||
| 구분 | 미세조직(면적%) | 기계적 물성 | |||
| 마르텐사이트 | 페라이트+베이나이트 | 항복강도 (MPa) |
인장강도 (MPa) |
연신율 (%) |
|
| 비교예1 | 89 | 11 | 733 | 982 | 8.6 |
| 비교예2 | 88 | 12 | 745 | 947 | 5.7 |
| 비교예3 | 65 | 35 | 410 | 686 | 17.6 |
| 비교예4 | 86 | 14 | 706 | 920 | 8.5 |
| 비교예5 | 88 | 12 | 882 | 942 | 5.1 |
| 비교예6 | 68 | 32 | 410 | 692 | 17.1 |
| 비교예7 | 74 | 26 | 669 | 886 | 9.6 |
| 비교예8 | 89 | 11 | 804 | 990 | 6.6 |
| 비교예9 | 75 | 25 | 603 | 887 | 10.5 |
| 비교예10 | 76 | 24 | 589 | 856 | 6.7 |
| 비교예11 | 76 | 24 | 637 | 842 | 9.4 |
| 비교예12 | 88 | 12 | 826 | 992 | 5.6 |
| 비교예13 | 75 | 25 | 576 | 812 | 10.3 |
| 비교예14 | 88 | 12 | 802 | 975 | 7.1 |
| 발명예1 | 95 | 5 | 859 | 1017 | 7 |
| 발명예2 | 94 | 6 | 861 | 1045 | 5.7 |
| 발명예3 | 97 | 3 | 952 | 1116 | 5.2 |
| 발명예4 | 96 | 4 | 894 | 1086 | 5.4 |
| 발명예5 | 97 | 3 | 934 | 1120 | 5.6 |
| 발명예6 | 95 | 5 | 875 | 1069 | 4.2 |
| 발명예7 | 95 | 5 | 923 | 1096 | 6.7 |
| 발명예8 | 96 | 4 | 896 | 1084 | 3.9 |
| 발명예9 | 97 | 3 | 926 | 1119 | 5.3 |
| 발명예10 | 95 | 5 | 854 | 1009 | 6.1 |
| 발명예11 | 94 | 6 | 927 | 1096 | 5.5 |
| 발명예12 | 97 | 3 | 930 | 1103 | 6.1 |
| 발명예13 | 96 | 4 | 902 | 1092 | 6.3 |
| 발명예14 | 96 | 4 | 911 | 1079 | 4.2 |
상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 14의 경우에는 면적분율로, 10%이하의 페라이트 및 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 미세조직을 가짐으로써 항복강도가 850MPa이상이고, 인장강도가 1000MPa이상으로서 매우 우수한 강도를 확보하고 있음을 알 수 있다.
그러나, 비교예 1 내지 14의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나 제조조건을 만족하지 않아, 본 발명의 미세조직을 확보하지 못하여 강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
도 3은 본 발명의 발명예 1 내지 14와 비교예 1 내지 14의 관계식 1의 값과 인장강도간의 관계를 나타낸 그래프이다. 도 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 관계식 1의 값이 1453이상인 경우에는 1GPa이상의 우수한 인장강도를 확보할 수 있는 반면, 1453미만일 경우에는 인장강도가 낮은 수준임을 확인할 수 있다.
Claims (6)
- 중량%로, C: 0.05~0.13%, Si: 0.5%이하(0은 제외), Mn: 1.0%이상~2.0중량%미만, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5%이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%([N]: N 함량의 중량% 값), Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
면적분율로, 10%이하(0은 제외)의 페라이트 및 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 미세조직을 가지는 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판. - 청구항 1에 있어서,
상기 냉연강판은 인장강도가 1000MPa이상인 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판. - 중량%로, C: 0.05~0.13%, Si: 0.5%이하(0은 제외), Mn: 1.0%이상~2.0중량%미만, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5%이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%([N]: N 함량의 중량% 값), Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 700℃이하에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 Ac3~900℃에서 소둔하는 단계;
상기 소둔된 냉연강판을 하기 관계식 1로 표현되는 냉각정지온도(T)까지 13~16℃/s의 냉각속도로 서냉하는 단계;
상기 서냉된 냉연강판을 수냉하는 단계; 및
상기 수냉된 냉연강판을 150~250℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판의 제조방법.
[관계식 1] = 5335C + 382Mn + 10291Ti + 1.57T ≥ 2453 - 삭제
- 청구항 3에 있어서,
상기 수냉시 냉각속도는 150℃/s이상인 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판의 제조방법. - 청구항 3에 있어서,
상기 템퍼링은 120~1800초간 행하여지는 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판의 제조방법.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020130160005A KR101568495B1 (ko) | 2013-12-20 | 2013-12-20 | 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020130160005A KR101568495B1 (ko) | 2013-12-20 | 2013-12-20 | 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20150072646A KR20150072646A (ko) | 2015-06-30 |
| KR101568495B1 true KR101568495B1 (ko) | 2015-11-11 |
Family
ID=53518548
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020130160005A KR101568495B1 (ko) | 2013-12-20 | 2013-12-20 | 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR101568495B1 (ko) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20230075081A (ko) | 2021-11-22 | 2023-05-31 | 주식회사 포스코 | 형상교정성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009030091A (ja) * | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Jfe Steel Kk | 製造安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011021224A (ja) | 2009-07-15 | 2011-02-03 | Jfe Steel Corp | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
-
2013
- 2013-12-20 KR KR1020130160005A patent/KR101568495B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009030091A (ja) * | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Jfe Steel Kk | 製造安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011021224A (ja) | 2009-07-15 | 2011-02-03 | Jfe Steel Corp | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20230075081A (ko) | 2021-11-22 | 2023-05-31 | 주식회사 포스코 | 형상교정성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20150072646A (ko) | 2015-06-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101482258B1 (ko) | 열간성형 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 이를 이용한성형품 및 그 제조방법 | |
| KR101758522B1 (ko) | 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 | |
| CN110073024B (zh) | 弯曲加工性优异的超高强度钢板及其制造方法 | |
| KR101560944B1 (ko) | 표면 품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 | |
| KR101256523B1 (ko) | 저항복비형 고강도 열연강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판 | |
| KR101220619B1 (ko) | 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 | |
| KR101899674B1 (ko) | 저온역 버링성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 | |
| KR101461715B1 (ko) | 초고강도 냉연강판 및 그의 제조방법 | |
| KR101543918B1 (ko) | 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| KR101999019B1 (ko) | 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| KR101403262B1 (ko) | 초고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법 | |
| KR100957965B1 (ko) | 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용열연강판 및 제조방법 | |
| KR101568495B1 (ko) | 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| KR102098478B1 (ko) | 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법 | |
| KR101353551B1 (ko) | 성형성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법 | |
| KR101153696B1 (ko) | 항복강도 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법 | |
| KR101988760B1 (ko) | 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 | |
| KR101798772B1 (ko) | 고강도 및 고연신율을 갖는 고Mn강판 및 그 제조 방법 | |
| KR20160078533A (ko) | 고강도 및 고연신율을 갖는 중망간강판 및 그 제조 방법 | |
| KR102557845B1 (ko) | 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR20130142321A (ko) | 굽힘성과 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법 | |
| KR101185221B1 (ko) | 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 | |
| KR101735941B1 (ko) | 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법 | |
| KR101543899B1 (ko) | 형상 품질이 우수한 마르텐사이트계 강판의 제조방법 | |
| KR101715495B1 (ko) | 강재 및 그 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20181102 Year of fee payment: 4 |