KR101630977B1 - 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 주로 자동차 휠 및 샤시부품의 멤버류 용도로 사용되는 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로, C:0.03∼0.15%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼2.0%, Al:0.01∼0.08%, Cr: 0.01~0.3%, Mo:0.01~0.4%, P:0.001∼0.03%, S:0.001∼0.005%, N:0.001∼0.01%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.2%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%(0%는 제외)이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 및 (2)를 만족하고, 그리고 체적분율로 90% 이상의 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖는 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법이 제공된다.
관계식(1) : 0.9 ≤S ≤1.1, S = (Nb/93+Ti/48+Mo/96+V/51)/(C/12+N/14)
관계식(2) : 0.3 ≤ (Mo/96+Ti/48+Nb/93)/(V/51) ≤1.5
(상기 관계식 (1) 및 (2)에서, Nb, Ti, Mo, V, C 및 N은 해당 합금원소 각각의 중량%를 의미한다.)
본 발명에 따르면, 인장강도와 신장플랜지성의 곱이 40,000MPa·% 이상인 절판가공부 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공할 수 있다.

Description

성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 주로 자동차 휠 및 샤시부품의 멤버류 용도로 사용되는 고강도 열연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 절판가공부를 제공할 수 있는 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차에 고강도 및 경량화 효과를 부여하기 위하여, 자동차를 구성하는 각종 부품의 소재에 관한 많은 연구가 이루어지고 있다. 한편, 자동차 부품 중 로어 암 (Lower-Arm), 서스펜션(Suspension) 및 휠 디스크(Wheel-Disc) 등의 샤시 구조용 강으로는 성형성이 우수한 페라이트-베이나이트의 2상 복합조직강 또는 신장플랜지성이 우수한 페라이트상 또는 베이나이트상을 기본 기지조직으로 하는 고강도 고버링성강이 제안되고 있다.
일례로, 특허문헌 1(일본 공개특허공보 제1994-293910호)에서는 강을 열간압연 직후에 특정한 냉각조건에 따라 페라이트 변태역에서 수초간 유지한 후, 베이나이트가 형성되도록 베이나이트 형성온도에서 권취하여 금속 조직을 폴리고날 페라이트 및 베이나이트의 혼합조직으로 형성시킴으로서 강도 및 신장 플랜지성을 동시에 확보하고자 하였다. 또한, 특허문헌 2(한국 공개특허공보 제10-2008-0097484호)에서는 C-Si-Mn 성분계를 기본으로 베이나이틱 페라이트와 그래뉼러 베이나이틱페라이트를 기지조직으로 하는 고버링강을 제안하였으며, 특허문헌 3(한국 공개특허공보 제10-2013-7009196호)에서는 베이나이트상을 95%이상 가지며 압연방향으로 연신된 결정립을 적게 제조하여 신장플랜지성을 향상시키는 기술을 제안하였다. 특허문헌 4(한국 공개특허공보 제10-2002-7006320호)에서는 페라이트 조직을 기지조직으로 하고 결정립내에 미세한 석출물이 특정 비율이상으로 석출되도록 하여 고강도와 고버링성을 동시에 확보하는 기술을 제안하였다.
그러나, 상기와 같은 고강도강들을 제조하기 위해 주로 활용하는 C, Si, Mn, Al, Mo, Cr등의 합금성분은 고용강화효과와 경화능을 상승시켜 상기 열연강판의 강도를 향상시키는데 효과적이지만 합금성분이 필요이상으로 첨가되면 합금성분의 편석과 미세조직의 불균일을 초래한다.
특히, 냉각시 강의 경화능이 증가되어 페라이트 상변태가 크게 지연되며 저온상(마르텐사이트와 오스테나이트상)이 발생하고 결정립계가 불균일해져 절판가공시 절단면에 미세한 균열 발생이 증가하고 연성, 굽힘가공성, 신장플랜지성 등이 모두 열위하게 된다.
또한, C, Mn의 함량이 높은 경우에는 조대한 펄라이트 조직이 형성되어 연성과 신장플랜지성이 나빠지게 된다.
더욱이, 추가적인 강도 향상을 위해 활용되는 Ti, Nb, V 등의 합금성분이 과다하게 첨가되거나 열간압연, 냉각 및 권취 등의 제조조건 등이 부적합할 경우 조대한 석출물이 형성되거나 동적변형유기석출의 발생으로 열간압연중 변형저항이 급격히 증가되어 압연판의 형상품질이 열위하게 되며, 석출강화효과가 감소하여 원하는 고강도를 얻지 못하는 문제가 있다.
일본 공개특허공보 제1994-293910호 한국 공개특허공보 제10-2008-0097484호 한국 공개특허공보 제10-2013-7009196호 한국 공개특허공보 제10-2002-7006320호
본 발명의 일 측면은 성형성이 우수한 절판가공부을 제공할 수 있는 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 다른 일 측면은, 강 조성 및 제조조건을 적절히 제어함으로써 성형성이 우수한 절판가공부을 제공할 수 있는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로, C:0.03∼0.15%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼2.0%, Al:0.01∼0.08%, Cr: 0.01~0.3%, Mo:0.01~0.4%, P:0.001∼0.03%, S:0.001∼0.005%, N:0.001∼0.01%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.2%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%(0%는 제외)이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 및 (2)를 만족하고, 그리고 체적분율로 90% 이상의 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖는 성형성이 우수한 고강도 열연강판이 제공된다.
관계식(1)
0.9 ≤S ≤1.1, S = (Nb/93+Ti/48+Mo/96+V/51)/(C/12+N/14)
관계식(2)
0.3 ≤ (Mo/96+Ti/48+Nb/93)/(V/51) ≤1.5
(상기 관계식 (1) 및 (2)에서, Nb, Ti, Mo, V, C 및 N은 해당 합금원소 각각의 중량%를 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C:0.03∼0.15%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼2.0%, Al:0.01∼0.08%, Cr: 0.01~0.3%, Mo:0.01~0.4%, P:0.001∼0.03%, S:0.001∼0.005%, N:0.001∼0.01%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.2%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%(0%는 제외)이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 및 (2)를 만족하는 용강을 주조하여 슬라브를 얻는 단계; 상기 슬라브를 1250~1350℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 1200~850℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃까지 10~150℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 550~750℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 연속하여 하기 관계식 (3)을 만족하는 조건하에서 500~700℃의 온도에서 30~200분 동안 열처리한 후 공냉하는 단계를 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법이 제공된다.
관계식(1)
0.9 ≤S ≤1.1, S = (Nb/93+Ti/48+Mo/96+V/51)/(C/12+N/14)
관계식(2)
0.3 ≤ (Mo/96+Ti/48+Nb/93)/(V/51) ≤1.5
관계식(3)
700 ≤ Q ≤1,500, Q = (T/S)Log(Time)
(상기 관계식 (1) 및 (2)에서, Nb, Ti, Mo, V, C 및 N은 해당 합금원소 각각의 중량%를 의미하며, 관계식 (3)에서 T와 Time은 각각 열처리 온도(℃)와 열처리 시간(분)을 의미하고, S는 관계식 (1)에 의해 계산된 값을 의미한다.)
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면, 인장강도(TS, Tensile strength)와 신장플랜지성(HER, Hole Expanding Ratio)의 곱이 40,000MPa·% 이상인 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공할 수 있어 절판가공 시 성형성이 우수한 절판가공부를 제공할 수 있다
도 1은 발명예 1 내지 9와 비교예 1 내지 9의 인장강도(TS)×신장플랜지성(HER)의 값과 절판가공부의 미세균열 값을 도시한 그래프이다.
본 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 합금성분 및 제조조건을 적절히 제어할 경우, 성형성이 우수한 열연강판의 제공이 가능하게 되고, 이를 적용할 경우 우수한 성형성을 갖는 절판가공부를 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면인 성형성이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C):0.03∼0.15 중량%
C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로서, 그 첨가량이 증가하면 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가한다. 상기 C의 함량이 0.03중량% 미만인 경우에는 Ti, Nb 및 V 등과 석출물을 형성하는 반응이 적어 석출강화 효과가 낮다. 반면, 0.15중량%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 발생하기 쉬우며, 과도한 강도상승과 용접성 및 성형성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.03~0.15중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.04 ~ 0.09%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~0.5 중량%
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리하다. 상기 Si의 함량이 0.01중량%미만인 경우에는 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 적어 성형성을 향상시키기 어려우며, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있으므로, 상기 Si의 함량을 0.01~0.5중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01 ~ 0.3%일 수 있다.
망간(Mn): 0.8~2.0 중량%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 용접후 용접열영향부에서 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 상기 Mn의 함량이 0.8중량% 미만인 경우에는 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 2.0중량%를 초과하는 경우에는 경화능이 크게 증가하여 페라이트 상변태가 지연되어 석출강화 효과도 감소하게 된다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 절단가공시 절단 단면의 품질이 열위하게 되어 최종제품의 용접성과 내충격특성을 해치는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.8~2.0중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.8 ~ 1.8%일 수 있다.
알루미늄(Sol.Al): 0.01∼0.08 중량%,
상기 Sol.Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이다. 상기 Sol.Al의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 그 첨가 효과가 부족하고, 0.08중량%를 초과하는 경우에는 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연주주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며 열연판의 엣지(Edge)부에 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 또한, 열연후 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Sol.Al의 함량은 0.01~0.08중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01 ~ 0.05%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.01∼0.3 중량%
상기 Cr은 강을 고용강화시키며 강의 경화능을 증가시켜 용접후 용접열영향부에서 베이나이트 조직 형성을 용이하게 한다. 상기 Cr의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.3중량%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 마르텐사이트상 형성으로 연신율이 열위하게되며, 석출강화 효과도 감소하게 된다. 또한, 내충격특성에도 악영향을 미칠수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.01~0.3중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01 ~ 0.2%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.4 중량%
상기 Mo는 강을 고용강화시키며 강의 경화능을 증가시켜 용접후 용접열영향부에서 베이나이트 조직 형성을 용이하게 한다. 상기 Mo의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.4중량%를 초과하는 경우에는 과도한 소입성 증가로 페라이트 상변태가 지연되고 석출강화효과도 감소하게 된다. 또한, 경제적으로도 불리하며 용접성에도 해롭다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1 ~ 0.3%일 수 있다.
인(P): 0.001∼0.03 중량%
상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 상기 P의 함량을 0.001중량% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 강도를 얻기에도 불충분하고, 0.03중량%를 초과하는 경우에는 입계편석에 의한 취성이 발생하며 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 연성과 내충격특성을 크게 악화시킨다. 따라서 상기 P의 함량은 0.001~0.03중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.02%일 수 있다.
황(S): 0.001∼0.005 중량%
상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로써, 상기 S의 함량이 0.005중량%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 신장플랜지성과 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 반면, 그 상기 S의 함량을 0.001 중량% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001∼0.005%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.004%일 수 있다.
질소(N): 0.001∼0.01 중량%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 또한 상기 N의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.005%일 수 있다.
바나듐(V): 0.001∼0.3 중량%
V은 강중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도와 인성을 향상시킨다. 또한, 강중 편석에 의한 미세조직 및 물성의 국부적인 편차를 증가시키는 C, N 등의 고용원소를 안정화시켜 주므로 내충격 특성을 향상시키는 효과도 있다.
이러한 첨가 효과를 얻기 위해서는 V는 0.001% 이상 첨가되어야 하지만, 그 함량이 0.3 중량%를 초과하면, 강도와 인성의 향상효과가 크지 않으며 경제적으로도 문제가 있다.
따라서, 상기 V의 함량은 0.001~0.3중량%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.2%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.2%이하(0%는 제외)
Ti는 강중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장되는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다.
그러나, Ti 함량이 0.2중량%를 초과하면, 연속주조 조업 시 Ar노즐 막힘 등을 초래하고 TiN 개재물의 발생량이 증가하는 문제점이 있다.
따라서, 상기 Ti의 함량은 0.2중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05 ~ 0.17%일 수 있다.
Nb: 0.1%(0%는 제외)이하
Nb은 V와 같이 강중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도와 인성을 향상시킨다. 또한, 강중 편석에 의한 미세조직 및 물성의 국부적인 편차를 증가시키는 C, N 등의 고용원소를 안정화시켜 주므로 내충격 특성을 향상시키는 효과도 있다.
그러나, 상기 Nb 함량이 0.1중량%를 초과하면, 상기의 효과가 크게 증가하지 않으며 경제적으로도 문제가 있다.
따라서, 상기 Nb 함량은 0.1중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01 ~ 0.05%일 수 있다.
본 발명의 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.
또한, 상기 합금조성은 하기 관계식 (1) 및 관계식(2)를 만족하는 것이 바람직하다. 관계식(1) 및 관계식(2)를 만족할 경우, 강중 C와 N가 페라이트내에서 조대한 탄화물을 형성하지 않고 미세한 (Ti,Mo)(C,N)계 석출물, Nb(C,N)계 석출물 및 V(C,N)계 석출물을 형성하여 높은 강도와 함께 우수한 버링 가공성을 갖는 열연강판을 제조할 수 있으며, 절단가공시 미세한 균열 발생의 근원이 되는 조대한 탄화물이 적어 절판 가공면의 품질이 우수한 특징을 가질 수 있다.
관계식(1)
0.9 ≤S ≤1.1, S = (Nb/93+Ti/48+Mo/96+V/51)/(C/12+N/14),
관계식(2)
0.3 ≤ (Mo/96+Ti/48+Nb/93)/(V/51) ≤1.5
(상기 관계식 (1) 및 (2)에서, Nb, Ti, Mo, V, C 및 N은 해당 합금원소 각각의 중량%를 의미한다.)
본 발명에 의한 열연강판은 (Ti,Mo,V)(C,N)계 석출물, Nb(C,N)계 석출물 및 V(C,N)계 석출물 중 1 종 이상을 포함할 수 있다.
상기 석출물 중 바람직하게는 50 nm이하의 평균직경을 갖는 석출물이 2.0x104개/㎛3 이상일 수 있다. 보다 바람직하게는 상기 석출물은 5~10 nm의 평균직경을 갖는 석출물이 2.0 x 104개 /㎛3 이상이고, 10~50nm의 평균직경을 갖는 석출물이 1.0 x 103개/㎛3 이상일 수 있다.
본 발명에 의한 열연강판의 미세조직은 페라이트가 체적분율로 90% 이상, 바람직하게는 95% 이상일 수 있고, 보다 바람직하게는 95~99%일 수 있다.
또한, 열연강판의 절판가공 시 절판가공부에 발생하는 길이 10㎛이상인 미세균열(micro-crack)의 수가 30개/cm2 이하인 것이 바람직하다.
한편, 본 발명에 따르는 열연강판은 인장강도(TS, Tensile strength)와 신장플랜지성(HER, Hole Expanding Ratio)의 곱이 40,000MPa·% 이상일 수 있다.
한편, 본 발명에 의한 열연강판은 그 표면에 용융아연도금층을 형성하여, 용융아연도금강판으로도 이용 가능하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은,
중량%로, C:0.03∼0.15%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼2.0%, Al:0.01∼0.08%, Cr: 0.01~0.3%, Mo:0.01~0.4%, P:0.001∼0.03%, S:0.001∼0.005%, N:0.001∼0.01%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.2%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%(0%는 제외)이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 및 (2)를 만족하는 용강을 주조하여 슬라브를 얻는 단계; 상기 슬라브를 1250~1350℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 1200~850℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃까지 10~150℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 550~750℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 연속하여 하기 관계식 (3)을 만족하는 조건하에서 500~700℃의 온도에서 30~200분 동안 열처리한 후 공냉하는 단계를 포함하는 것이 바람직하다.
관계식(1)
0.9 ≤S ≤1.1, S = (Nb/93+Ti/48+Mo/96+V/51)/(C/12+N/14),
관계식(2)
0.3 ≤ (Mo/96+Ti/48+Nb/93)/(V/51) ≤1.5
관계식(3)
700 ≤ Q ≤1,500, Q = (T/S)Log(Time)
(상기 관계식 (1) 및 (2)에서, Nb, Ti, Mo, V, C 및 N은 해당 합금원소 각각의 중량%를 의미하며, 관계식 (3)에서 T와 Time은 각각 열처리 온도(℃)와 열처리 시간(분)을 의미하고, S는 관계식 (1)에 의해 계산된 값을 의미한다.)
슬라브를 얻는 단계 및 재가열하는 단계
전술한 조성을 만족하는 용강을 주조하여 슬라브를 얻고, 상기 슬라브를 1250~1350℃의 온도에서 재가열한다. 그 이유는, 상기 재가열온도가 1250℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 (Ti,Mo)(C,N)계 석출물, Nb(C,N)계 석출물 등의 석출이 감소하게 되며, 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되기 때문이다.
열연강판을 얻는 단계
상기 재가열된 슬라브를 1200~850℃ 온도에서 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 열간압연이 1200℃ 보다 높은 온도에서 개시되면 열간압연 중 압연판의 온도가 높아 표면에 스케일 형성이 과도하여 표면품질이 열위해지고 오스테나이트 결정립 크기가 조대해져 내충격성이 열위해질 수 있다. 또한 열간압연의 마무리온도가 850℃미만이면, 열간압연 중 강판에 동적변형유기석출이 발생하여 열간압연 후 석출강화 효과가 감소하고 오스테나이트 결정립의 재결정이 지연되어 변형저항이 증가하고 통판성이 열위해져 판의 형상품질을 일정하게 유지하기 어려운 문제가 있다. 바람직한 열간 마무리 압연온도는 850~950℃이다.
열연강판을 냉각하는 단계 및 권취하는 단계
상기 열연강판을 550~750℃까지 10~150℃/s의 냉각속도로 냉각한 후, 550~750℃에서 권취한다.
상기 냉각 및 권취단계에서 550℃ 미만의 온도로 열연강판이 냉각 및 권취될 경우에는 강중 베이나이트상과 마르텐사이트상이 형성되어 강의 재질이 열위해지는 문제가 있으며, 750℃를 초과하여 냉각 및 권취될 경우에는 조대한 페라이트 결정립이 형성되며 조대한 탄화물과 질화물이 형성되기 쉬워져 강의 재질이 열위해지는 문제가 있다.
또한, 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 조대한 페라이트 결정립이 형성되어 미세조직이 불균일해지며, 반면에 150℃/sec를 초과할 경우에는 이상이면 베이나이트 상이 형성되기 쉬워져 강의 연성이 열위해지는 문제가 있다.
열처리 및 공냉하는 단계
상기 권취된 열연강판을 연속하여 하기 관계식 (3)을 만족하는 조건하에서 500~700℃의 온도에서 30~200분 동안 열처리한 후 공냉한다.
상기 공냉은 예를 들면, 열처리 후 상온(25℃)~200℃까지 행할 수 있다.
관계식(3)
700 ≤ Q ≤1,500, Q = (T/S)Log(Time)
(여기서, T와 Time은 열처리 온도(℃)와 열처리 시간(분)을 의미하며, S는 상기 관계식 (1)에 의해 계산된 값을 의미한다.)
본 발명에서는 권취 후 열연강판이 500℃ 미만의 온도로 냉각됨이 없이 열연강판을 500~700℃의 온도에서 30~200분 동안 열처리한다.
권취 후 열연강판의 온도가 500℃ 미만의 온도로 냉각됨이 없이 500~700℃의 온도를 유지할 수 있으면, 충분하며, 예를 들면, 권취 후 열연강판이 500℃ 미만의 온도로 냉각되지 않고 500~700℃의 온도를 유지하도록 보온하거나 또는 가열할 수 있다.
여기서, "연속하여"란 "권취 후 열연강판이 500℃ 미만의 온도로 냉각됨이 없이"를 의미할 수 있다.
상기 열연강판의 열처리온도가 500℃ 미만일 경우에는 미세한 Nb(C,N)계 석출물과 V(C,N)계 석출물이 충분히 형성되지 못하는 문제가 있고, 700℃을 초과할 경우에는 조대한 석출물이 형성되거나 강판의 표층부에서 탈탄이 발생하는 문제가 있다.
또한, 상기 열연강판의 열처리시간이 30분 미만일 경우에는 석출물이 충분히 형성되지 못하여 원하는 재질을 얻을 수 없고, 200분을 초과할 경우에는 석출물 형성이 포화 상태가 되어 개선효과가 없고 경제적으로도 불리하다.
본 발명에서는 상기 열처리온도 및 열처리시간을 충족시킬 뿐만 아니라 상기 관계식(3)을 만족시켜야 한다.
상기 관계식(3)을 만족시키는 경우, 미세한 (Ti,Mo,V)(C,N)계 석출물, Nb(C,N)계 석출물과 V(C,N)계 석출물이 형성되어 강의 강도와 고버링성을 동시에 향상시킬 수 있다. 상기 관계식(3)에서 Q가 700미만인 경우에는 열처리 온도 및 열처리 시간이 충분하지 못하여 미세한 석출물이 형성되지 않으며 Q가 1,500이상이면 석출물이 조대해지며 강판 표층부가 산화되어 강판의 표면품질도 열위하게 되는 문제가 있다.
상기 열연강판에 석출되는 석출물은 예를 들면, (Ti,Mo,V)(C,N)계 석출물, Nb(C,N)계 석출물 및 V(C,N)계 석출물 중 1 종 이상일 수 있다.
바람직하게는 50 nm이하의 평균직경을 갖는 석출물이 2.0x104개/㎛3 이상일 수 있다. 보다 바람직하게는 5~10 nm의 평균직경을 갖는 석출물이 2.0 x 104개/㎛3 이상이고, 10~50nm의 평균직경을 갖는 석출물이 1.0 x 103개/㎛3 이상일 수 있다.
한편, 상기와 같이 공냉된 열연강판은 산세처리함으로써 표층부 스케일을 제거하고 도유하는 공정을 통해 산세강판으로 제조될 수 있다. 상기 산세처리하는 단계에서 그 온도가 200℃를 초과하게 되면 열연강판의 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠지게 되는 문제가 있으므로, 상기 산세처리하는 온도는 200℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 권취 또는 산세 후에는 상기 열연강판을 450~480℃에서 가열하고 용융아연도금욕을 통과시켜 용융아연도금강판으로 제조될 수 있다. 상기 가열온도가 450℃ 미만이면 미도금이 발생하기 쉬우며, 반면에 480℃를 초과하면 도금 결함이 발생하거나 도금층의 두께를 균일하게 제조하기 어려운 문제가 있다. 따라서, 상기 가열온도는 450~480℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 성분 조성을 갖는 용강을 주조하여 얻어진 강 슬라브를 1250℃로 재가열한 후, 하기 표 2의 열간 마무리 압연온도(FDT) 조건으로 슬라브를 열간압연한 다음, 25℃/sec의 냉각속도로 냉각한 후, 하기 표 2의 권취온도(CT) 조건으로 권취한 다음, 30℃/sec의 가열속도로 가열하고, 하기 표 2의 가열온도 및 가열시간 동안 유지한 다음 상온(25℃)까지 공냉하였다.
상기와 같이 제조된 강판에 대하여 기계적 성질을 평가하고, 그 미세조직 및 석출물 분포를 관찰하여 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 YS, TS, T-El 및 HER은 각각 항복강도, 인장강도, 파괴연신율 및 신장플랜지성(Hole Expanding Ratio)을 의미한다.
하기 표 3의 석출물에는 (Ti,Mo,V)(C,N)계 석출물, Nb(C,N)계 석출물 및 V(C,N)계 석출물 중 적어도 1 종이 포함된다.
또한, 발명예 1 내지 9 및 비교예 1 내지 9 각각의 인장강도(TS)× 신장플랜지성(HER)의 값과 절판가공부의 미세균열 값을 도 1에 나타내었다. 도 1의 빗금친 영역이 본 발명예 범위에 해당한다.
여기서, 기계적 성질을 평가하기 위한 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 90° 방향을 기준으로 JIS 5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다. 하기 표 3의 결과는 3회 실시 후 평균한 값이다. 특히, YS는 0.2% off-set 항복강도 또는 하부항복점을 의미한다.
HER의 평가는 JFST 1001-1996 규격을 기준으로 실시하였다. 하기 표 3의 결과는 3회 실시후 평균한 값이다.
미세조직 중 페라이트 상분율은 해당 압연판재에서 중심부위 시편에서 분석한 결과이며 시편은 각각 채취하여 에칭한후 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰하고 이를 image 분석기로 분석하여 구하였다. 미세크랙(Micro-crack)은 절판가공부에서의 미세크랙(Micro-crack)을 나타내는 것으로, HER평가시 초기 펀칭가공부를 관찰한 결과로 절단면과의 인접부위에 대하여 SEM(Scanning Electron Microscopy)으로 관찰한 것이다.
강 성분(중량%)
C Si Mn Cr Al P S N Ti Mo Nb V
비교강1 0.05 0.03 0.9 0.03 0.03 0.008 0.005 0.004 0.08 0.05 0.03 0.05
비교강2 0.09 0.04 1.2 0.05 0.03 0.008 0.005 0.003 0.13 0.06 0.04 0.05
비교강3 0.085 0.03 1.1 0.05 0.04 0.006 0.005 0.004 0.16 0.2 0.05 0.05
비교강4 0.08 0.03 1.5 0.05 0.03 0.01 0.005 0.004 0.15 0.01 0.06 0.15
비교강5 0.11 0.03 1.2 0.05 0.05 0.005 0.005 0.003 0.13 0.2 0.005 0.2
비교강6 0.1 0.1 1.5 0.2 0.03 0.005 0.005 0.004 0.1 0.3 0.06 0.15
비교강7 0.07 0.15 1.2 0.05 0.03 0.005 0.003 0.003 0.05 0.05 0.055 0.05
비교강8 0.12 0.03 1.5 0.2 0.04 0.005 0.005 0.004 0.12 0.1 0.06 0.3
비교강9 0.09 0.4 1.2 0.05 0.03 0.006 0.005 0.004 0.15 0.1 0.04 0.005
발명강1 0.04 0.03 1.6 0.1 0.03 0.006 0.005 0.003 0.07 0.06 0.02 0.08
발명강2 0.07 0.03 1.4 0.05 0.03 0.006 0.005 0.004 0.13 0.15 0.03 0.1
발명강3 0.08 0.03 1.2 0.1 0.04 0.006 0.004 0.003 0.14 0.2 0.025 0.12
발명강4 0.09 0.1 1.45 0.05 0.03 0.006 0.005 0.004 0.14 0.15 0.03 0.15
발명강5 0.1 0.03 1.2 0.05 0.03 0.006 0.003 0.004 0.13 0.25 0.03 0.15
발명강6 0.12 0.03 1.5 0.05 0.04 0.005 0.003 0.003 0.14 0.25 0.03 0.25
발명강7 0.08 0.03 1.2 0.05 0.03 0.006 0.003 0.004 0.13 0.15 0.03 0.12
발명강8 0.11 0.2 1.8 0.05 0.02 0.005 0.005 0.003 0.15 0.18 0.02 0.2
발명강9 0.12 0.03 1.4 0.05 0.03 0.006 0.005 0.003 0.14 0.3 0.025 0.2
시편 관계식
(1)		 관계식
(2)		 관계식
(3)		 FDT
(℃)		 CT
(℃)		 가열시간
(Min.)		 가열온도
(℃)
비교강1 0.786 0.860 940 900 605 30 500
비교강2 0.617 1.076 1351 915 620 40 520
비교강3 0.943 2.672 1243 907 623 180 520
비교강4 0.983 0.255 1377 895 610 180 600
비교강5 0.937 0.545 427 908 600 10 400
비교강6 1.022 1.281 685 899 615 10 700
비교강7 0.519 1.134 2503 902 582 100 650
비교강8 0.981 0.287 1609 898 612 180 700
비교강9 0.605 15.003 1903 925 616 200 500
발명강1 1.093 0.535 1098 883 613 100 600
발명강2 1.074 0.961 1118 892 625 100 600
발명강3 1.100 0.999 842 899 631 50 550
발명강4 0.997 0.641 1385 902 620 200 600
발명강5 0.997 0.994 1028 900 630 45 620
발명강6 1.054 0.597 1238 886 622 150 600
발명강7 1.002 0.801 984 897 625 50 580
발명강8 0.976 0.533 1234 890 615 130 570
발명강9 1.004 0.865 948 885 622 80 500
관계식(1)
0.9 ≤S ≤1.1, S = (Nb/93+Ti/48+Mo/96+V/51)/(C/12+N/14)
관계식(2)
0.3 ≤ (Mo/96+Ti/48+Nb/93)/(V/51) ≤1.5
관계식(3)
700 ≤ Q ≤1,500, Q = (T/S) Log(Time)

시편		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El
(%)		 HER
(%)		 TSxHER Ferrite
상분율
(%)		 석출물 분포
(개/㎛3)		 Micro-Crack
개수
(개수/cm2)
평균 직경
5~10nm		 평균 직경
10~50nm
비교강1 650 720 21 54 38880 94 3.8x103 4.5x102 31
비교강2 785 867 19 42 36414 93 1.5x104 7.8x102 35
비교강3 915 975 18 35 34125 95 1.9x104 8.2x102 41
비교강4 923 984 17 38 37392 95 6.5x103 5.1x102 35
비교강5 902 968 19 32 30976 93 2.9x103 7.9x102 45
비교강6 951 1005 15 29 29145 95 4.5x103 4.7x102 52
비교강7 694 756 21 51 38556 93 4.2x103 1.5x102 40
비교강8 922 975 17 23 22425 87 1.7x104 6.9x102 38
비교강9 935 987 17 19 18753 95 1.5x104 7.3x102 42
발명강1 588 634 23 89 56426 99 2.8x104 1.5x103 9
발명강2 838 912 20 67 61104 98 2.5x104 1.8x103 12
발명강3 934 985 18 59 58115 98 3.2x104 6.8x103 11
발명강4 943 997 19 54 53838 96 3.5x104 7.2x103 18
발명강5 967 1011 16 52 52572 95 2.9x104 3.5x104 28
발명강6 960 1015 17 40 40600 95 3.4x104 1.5x104 26
발명강7 921 975 17 58 56550 98 3.5x104 2.5x104 13
발명강8 938 995 19 43 42785 96 4.2x104 3.4x104 27
발명강9 955 1006 17 42 42252 95 3.9x104 1.7x104 25
상기 표 1 내지 3에서 알 수 있는 바와 같이, 비교강 1과 2는 관계식 (1)을 만족하지 못한 것으로, 고용 C와 N가 잔류함으로써 조대한 탄화물이 형성되고 충분한 석출강화 효과를 얻지 못하였다. 따라서, 절판가공후 다수의 Micro-crack이 관찰되었으며 HER값이 열위하게 평가되었다.
비교강 3과 4는 관계식 (2)를 만족하지 못한 것으로, 절판가공후 다수의 Micro-crack이 관찰되었고 HER값이 열위하게 나타났다. 이는 항온 열처리시 (Ti,Mo,V)(C,N)계 석출물 및 V(C,N)계 석출물의 형성이 충분하지 못하였거나 초기 페라이트 상변태시 미세 석출의 발생이 감소하여 입계에서 조대한 탄화물이 형성되었기 때문으로 판단된다.
비교강 5와 6은 관계식 (1)과 (2)는 만족하나, 가열처리시 온도와 시간이 부적합하여 관계식(3)을 만족하지 못한 것으로, 절판가공후 다수의 Micro-crack이 관찰되었으며 HER값이 열위하게 나타났다. 이는 가열처리시 (Ti,Mo,V)(C,N)계 석출물 및 V(C,N)계 석출물의 형성이 미흡하고 다소 높은 C함량에 의해 조대한 탄화물이 형성되었기 때문으로 판단된다. 특히, 비교강 6은 과도한 합금원소에 의해 경화능이 높아져 페라이트 상변태는 지연되고 베이나이트상 또는 저온 페라이트상이 형성되었기 때문으로 판단된다.
비교강 7은 관계식(1)과 관계식(3)를 만족하지 못한 것으로, 초기 페라이트 상변태시 미세한 석출물의 형성이 미흡하고 가열처리시에도 추가 석출물이 형성되지 못하여 목표한 재질을 만족하지 못하였다.
비교강 8은 V의 함량이 상대적으로 많아 관계식(2)를 만족하지 못한 것으로, 높은 C함량과 Mn, Cr, Mo등 경화능을 높이는 원소의 함유로 페라이트 상변태가 지연되어 제2상의 형성 및 조대한 탄화물이 형성되었으며 재질도 목표한 값을 충족시키지 못하였다.
비교강 9는 관계식(1), (2), (3)을 모두 만족하지 못한 것으로, HER값이 열위하게 나타났다.
반면, 발명강 1 내지 9는 모두 본 발명에서 제안한 성분범위와 제조조건 및 관계식(1), (2), (3)을 모두 만족하여 페라이트 상분율이 95~99%이었으며 재질도 우수한 결과를 나타내었다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C:0.03∼0.15%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼2.0%, Al:0.01∼0.08%, Cr: 0.01~0.3%, Mo:0.01~0.4%, P:0.001∼0.03%, S:0.001∼0.005%, N:0.001∼0.01%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.2%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%(0%는 제외)이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 및 (2)를 만족하고, 그리고 체적분율로 90% 이상의 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖고, 절판가공 시 절판가공부에 발생하는 길이 10㎛이상의 미세 균열(micro crack)의 개수가 30개/cm2 이하인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
    관계식(1)
    0.9 ≤S ≤1.1, S = (Nb/93+Ti/48+Mo/96+V/51)/(C/12+N/14)
    관계식(2)
    0.3 ≤ (Mo/96+Ti/48+Nb/93)/(V/51) ≤1.5
    (상기 관계식 (1) 및 (2)에서, Nb, Ti, Mo, V, C 및 N은 해당 합금원소 각각의 중량%를 의미한다.)
  2. 제1항에 있어서, 상기 페라이트의 체적분율이 95% 이상인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 (Ti,Mo,V)(C,N)계 석출물, Nb(C,N)계 석출물 및 V(C,N)계 석출물 중 1 종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  4. 제3항에 있어서, 상기 석출물 중 50 nm이하의 평균직경을 갖는 석출물이 2.0x104개/㎛3 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 제4항에 있어서, 상기 석출물 중 5~10 nm의 평균직경을 갖는 석출물이 2.0 x 104개/㎛3이상이고, 10~50nm의 평균직경을 갖는 석출물이 1.0 x 103개/㎛3 이상인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  6. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 인장강도(TS, Tensile strength)와 신장플랜지성(HER, Hole Expanding Ratio)의 곱이 40,000MPa·% 이상인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  7. 삭제
  8. 제1항에 있어서, 상기 열연강판은 용융아연도금층을 추가로 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  9. 중량%로, C:0.03∼0.15%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼2.0%, Al:0.01∼0.08%, Cr: 0.01~0.3%, Mo:0.01~0.4%, P:0.001∼0.03%, S:0.001∼0.005%, N:0.001∼0.01%, V: 0.001~0.3%, Ti: 0.2%이하(0%는 제외), Nb: 0.1%(0%는 제외)이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 및 (2)를 만족하는 용강을 주조하여 슬라브를 얻는 단계; 상기 슬라브를 1250~1350℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 1200~850℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~750℃까지 10~150℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 550~750℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 연속하여 하기 관계식 (3)을 만족하는 조건하에서 500~700℃의 온도에서 30~200분 동안 열처리한 후 공냉하는 단계를 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    관계식(1)
    0.9 ≤S ≤1.1, S = (Nb/93+Ti/48+Mo/96+V/51)/(C/12+N/14)
    관계식(2)
    0.3 ≤ (Mo/96+Ti/48+Nb/93)/(V/51) ≤1.5
    관계식(3)
    700 ≤ Q ≤1,500, Q = (T/S)Log(Time)
    (상기 관계식 (1) 및 (2)에서, Nb, Ti, Mo, V, C 및 N은 해당 합금원소 각각의 중량%를 의미하며, 관계식 (3)에서 T와 Time은 각각 열처리 온도(℃)와 열처리 시간(분)을 의미하고, S는 관계식 (1)에 의해 계산된 값을 의미한다.)
  10. 제9항에 있어서, 상기 공냉하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세처리하는 단계; 및 상기 산세처리된 열연강판을 도유하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서, 상기 공냉하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세처리하는 단계; 및 상기 산세처리된 열연강판을 450~480℃의 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  12. 제10항 또는 제11항에 있어서, 상기 산세처리하는 단계는 200℃ 이하의 온도에서 행하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
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