KR102020435B1 - 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102020435B1
KR102020435B1 KR1020170178826A KR20170178826A KR102020435B1 KR 102020435 B1 KR102020435 B1 KR 102020435B1 KR 1020170178826 A KR1020170178826 A KR 1020170178826A KR 20170178826 A KR20170178826 A KR 20170178826A KR 102020435 B1 KR102020435 B1 KR 102020435B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
cooling
rolled steel
heat treatment
hot rolled
Prior art date
Application number
KR1020170178826A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20190076765A (ko
Inventor
김성일
강희성
탁현석
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020170178826A priority Critical patent/KR102020435B1/ko
Priority to CN201880074405.6A priority patent/CN111356781B/zh
Priority to FIEP18890351.2T priority patent/FI3730647T3/fi
Priority to EP18890351.2A priority patent/EP3730647B1/en
Priority to JP2020533109A priority patent/JP7032537B2/ja
Priority to PCT/KR2018/014462 priority patent/WO2019124776A1/ko
Priority to US16/772,931 priority patent/US11732339B2/en
Publication of KR20190076765A publication Critical patent/KR20190076765A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102020435B1 publication Critical patent/KR102020435B1/ko
Priority to US18/213,539 priority patent/US20230332281A1/en

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0257—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

본 발명은 중장비, 상용차 등의 소재로 사용되는 열연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 {HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BENDABILITY AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND MATHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 중장비, 상용차 등의 소재로 사용되는 열연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
종래, 중장비의 붐 암(boom arm)용 소재로서 사용하기 위한 열연강판은 용접성과 충격성의 향상을 위하여 Cu, Ni, Mo, Nb, Ti 등의 합금성분을 활용하고, 높은 냉각속도로 상온까지 냉각함으로써 마르텐사이트 상을 기지조직으로 가지는 고강도강으로 제조하거나, 굽힘성과 충격성을 향상시키고자 하는 경우에는 베이나이트 상을 기지조직으로 가지도록 제조하였다.
일 예로, 특허문헌 1은 Cu, Ni 및 Mo을 첨가하여 960MPa 이상의 항복강도를 확보하는 동시에, 내충격성과 용접성을 확보하고자 하였다. 그런데, 다량의 합금원소의 첨가로 경화능이 향상되어 고강도의 확보는 용이하였으나, 굽힘성을 향상시키기 어려웠고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
특허문헌 2의 경우, 두께가 두꺼운 열연강판을 제조함에 있어서 Ti, Nb 등을 적정량 첨가하고, 표층부와 심층부의 냉각속도를 각각 제어하여 표층부와 심층부의 미세조직을 다르게 형성함으로써 후강판의 물성을 향상시키고자 하였다. 이는, 두께가 얇은 강판에는 적용하는데에 한계가 있다는 단점이 있다.
특허문헌 3에서는 베이나이트 기지조직을 얻기 위하여 저탄소강에 Mn, Cr, Ni 및 Mo 등의 합금성분을 특정 범위로 제안하고, 고항복비와 굽힘성의 향상을 도모하고 있다. 하지만, 이 경우, 안정적인 베이나이트 조직의 확보를 위해서는 다량의 합금원소가 필요하며, 냉각정지온도의 제어가 곤란하여, 재질과 굽힘성 등에 편차가 발생할 가능성이 크며, 형상품질도 열위해지는 문제가 있다.
특허문헌 4는 열연강판의 미세조직을 베이나이트-마르텐사이트로 제조하기 위하여 합금원소를 특정범위로 제한하고, 권취온도를 400℃ 이하 또는 250℃ 이하로 제어하는 방안을 개시하고 있다. 이 경우에도 열간압연 후에 냉각으로 정확한 권취온도를 제어하기 어렵고, 형상품질이 열위해지는 문제가 있다.
유럽 공개공보 제2646582호 일본 공개특허공보 제2010-196163호 미국 공개공보 제2016-0333440호 미국 등록특허 제7699947호
본 발명의 일 측면은, 고강도를 가지면서도 굽힘 성형성 및 저온역 내충격성이 우수한 열연강판 및 이것의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, Mo: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.06%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 C, Mn, Cr 및 Mo의 함량 관계(T)가 1.0~2.5를 만족하며,
표층부 영역(표층으로부터 두께 방향으로 t/9(여기서, t는 두께(mm)를 의미함)의 영역)의 미세조직이 면적분율 15% 이상의 페라이트 및 템퍼드 베이나이트 복합조직과, 잔부 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하며, 상기 표층부 영역을 제외한 중심부 영역의 미세조직이 면적분율 80% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와, 잔부 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 것인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판을 제공한다.
[관계식 1]
T = [C]+{[Mn]/(0.85[Cr]+1.3[Mo])}
(여기서, C, Mn, Cr, Mo는 각 원소의 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 마무리 열간압연 후 열연강판을 500~700℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 500~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 350~500℃의 온도범위에서 보열 또는 가열하는 제1 열처리 단계; 상기 제1 열처리 후 0.001~10℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제1 냉각 단계; 상기 제1 냉각 후 850~1000℃의 온도범위로 재가열하여 10~60분 동안 유지하는 제2 열처리 단계; 상기 제2 열처리 후 10~100℃/s의 냉각속도로 0~100℃까지 냉각하는 제2 냉각 단계; 상기 제2 냉각 후 100~500℃의 온도범위로 재가열하여 10~60분 동안 열처리하는 제3 열처리 단계; 및 상기 제 3 열처리 후 0.001~100℃/s의 냉각속도로 0~100℃까지 냉각하는 제3 냉각 단계를 포함하는 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 두께별 경도 편차가 작으면서, 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 열연강판을 제공할 수 있다.
특히, 본 발명의 열연강판은 항복강도가 900MPa 이상이고, -60℃에서의 샤르피 충격 에너지를 30J 이상, 굽힘성 지수(R/t)를 4 이하로 확보할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 및 비교강들의 저온역 충격인성과 굽힘성의 관계를 그래프화하여 나타낸 것이다.
본 발명자들은 중장비, 상용차 등의 소재로 사용하기 적합한 물성 특히, 굽힘성 및 저온 인성이 우수하면서, 재질 편차가 작은 열연강판을 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 강판의 두께별 경도를 제어하고, 의도하는 물성을 얻는데에 유리한 조직을 가지는 고강도 열연강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명에서는 강판 두께 방향을 기준으로 중심부 대비 표면부에서 더 많은 탈탄을 일으킴으로써 표면부의 조직을 연질상으로 형성시킴으로써, 중심부 대비 표면부의 경도를 낮추고자 함에 기술적 의의가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판은 C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, Mo: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.06%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 상기 열연강판의 합금조성을 한정하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 원소의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.05~0.15%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이다. 이러한 C의 함량이 증가할수록 마르텐사이트 또는 베이나이트 상의 분율이 증가하여 인장강도가 향상된다.
상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 강의 강화 효과를 충분히 얻기 어렵다. 반면, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 열처리 중 조대한 탄화물 및 석출물의 형성이 과도해져 성형성 및 저온역 내충격성이 저하되고, 용접성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.05~0.15%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.07~0.13%로 제어하는 것이 유리하다.
Si: 0.01~0.5%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고, 고용 강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 조대한 탄화물의 형성을 지연시켜 강판의 성형성과 내충격성을 향상시키는데 유리하다.
이러한 Si의 함량이 0.01% 미만이면 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 적어 성형성과 내충격성의 향상이 미비하다. 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 열간압연시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 용접성도 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.01~0.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05~0.4%로 제어하는 것이 좋다.
Mn: 0.8~1.5%
망간(Mn)은 상기 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열처리 후 냉각 중에 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 형성을 용이하게 한다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.8% 이상으로 Mn을 함유함이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 연주 공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에 편석부가 크게 발달되며, 열처리 후 냉각시에는 두께 방향으로 불균일한 조직이 생성되어 저온역 내충격성이 열위하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.8~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 1.0~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위해 첨가하는 성분으로, 그 함량이 0.01% 미만이면 탈산 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 질소와 결합하여 AlN 석출물을 형성함으로써 연주 주조시 슬라브에 코너 크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉬워진다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.01~0.1%로 제어하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.3~1.2%
크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며, 냉각시 페라이트 상 변태를 지연시켜 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 형성을 돕는 역할을 한다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.3% 이상으로 Cr을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 1.2%를 초과하게 되면 Mn과 유사하게 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 두께 방향으로 불균일한 조직이 생성되어 저온역 내충격성이 열위하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.3~1.2%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5~1.0%로 제어하는 것이 유리하다.
Mo: 0.001~0.5%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 형성을 용이하게 한다.
이러한 Mo의 함량이 0.001% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없고, 0.5%를 초과하게 되면 열간압연 직후 권취 중에 형성된 석출물이 열처리 중에 조대하게 성장하여 저온역 내충격성이 열위하게 되는 문제가 있다. 또한, 고가의 원소로 그 함량이 과도할 경우 경제적으로 불리하며, 용접성에도 불리하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.001~0.5%로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.01~0.3%로 제어하는 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.01%
인(P)은 고용 강화 효과가 높은 반면, 입계 편석에 의한 취성을 일으켜 내충격성이 열위해질 우려가 있다.
이를 고려하여, 상기 P의 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 P의 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제조비용이 과다하게 소요되어 경제적으로 불리하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과할 경우 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이로 인해 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제가 있다.
이러한 S의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 과다하게 소요되어 생산성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 S의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
질소(N)는 고용강화 원소이며, Ti 또는 Al 등과 결합하여 조대한 석출물을 형성한다. 상기 N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중 N의 양이 증가할수록 인성이 크게 저하되는 문제가 있다.
이를 고려하여, N의 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 N의 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 과도하게 소요되어 생산성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.001~0.06%
니오븀(Nb)은 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이다. 구체적으로, 열간압연 중에 탄화물, 질화물 또는 탄질화물 형태로 석출함으로써 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과를 발휘하여, 강의 강도 및 충격인성을 효과적으로 향상시킨다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.001% 이상으로 Nb을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 열처리 중에 조대한 복합 석출물로 성장하여 저온역 내충격성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.001~0.06%로 제어하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.03%
티타늄(Ti)은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이다. 특히, 상기 Ti은 N와 강한 친화력으로 인해 강 중에 TiN을 형성한다. TiN 석출물은 열간압연을 위한 가열 과정 중에 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, TiN의 형성으로 고용 N이 안정화되어 경화능 향상을 위해 첨가하는 B을 BN으로 소모되지 않도록 하여, B의 활용을 유리하게 한다. 한편, N와 반응하고 남은 Ti은 C와 결합하여 TiC 석출물을 형성함으로써 강의 강도 향상을 도모한다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Ti을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 조대한 TiN이 형성되고, 열처리 중에 석출물의 조대화로 저온역 내충격성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 함량을 0.005~0.03%로 제어하는 것이 바람직하다.
V: 0.001~0.2%
바나듐(V)은 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이다. 상기 V은 권취 이후에 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는데에 효과적이다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하며, 0.2%를 초과하게 되면 조대한 복합석출물의 형성으로 저온역 내충격성이 열위하게 되며, 경제적으로도 불리하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 V의 함량을 0.001~0.2%로 제어하는 것이 바람직하다.
B: 0.0003~0.003%
보론(B)은 강 중 고용상태로 존재할 경우 경화능을 향상시키는 효과가 있으며, 결정립계를 안정화시켜 저온역에서의 강의 취성을 개선하는 효과가 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.0003% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 열연 중에 재결정 거동을 지연시키면서 경화능이 과도하게 증가하여 성형성이 열위하게 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 B의 함량을 0.0003~0.003%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상술한 조성 범위로 제어되는 C, Mn, Cr 및 Mo의 성분관계가 하기 관계식 1로 표현되며, 그 값(T)이 1.0~2.5를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
T = [C]+{[Mn]/(0.85[Cr]+1.3[Mo])}
(여기서, C, Mn, Cr, Mo는 각 원소의 중량 함량을 의미한다.)
상기 관계식 1은 강판의 두께 중심부에 주로 형성하는 Mn, Cr 등의 편석에 기인하는 두께 방향별 미세조직과 재질의 차이를 최소화하기 위한 것이다.
본 발명에서는 C와 Mn, Cr, Mo의 함량이 높을수록 강판 미세조직의 경화능이 커져 낮은 냉각속도에서도 쉽게 마르텐사이트 상이 형성되며, 강도 확보에 유리하다. 하지만, C, Mn, Cr, Mo은 강판 두께 중심부에서 국부적으로 편석되어 중심부의 미세조직을 불균일하게 하며, 이로 인해 표층부의 미세조직과 재질이 달라짐에 따라 굽힘 성형성과 저온역 내충격성이 열위하게 된다. 따라서, 편석의 영향을 감소시킬 필요가 있다.
이를 위해, 본 발명에서는 Mn의 함량을 낮추고, 이를 대신해서 Cr과 Mo을 첨가함으로써 강판 두께별 재질 차이를 감소시킬 수 있으며, 굽힘 성형성과 저온역 내충격성을 향상시킬 수 있는 것이다. 다만, Cr과 Mo은 고가의 원소이며, 과도하게 함유될 경우 편석 현상을 동일하게 나타내므로, 상기 관계식 1로 C, Mn, Cr, Mo의 함량을 제어하는 것이다.
구체적으로, 상기 관계식 1의 값이 1.0 미만이면 Cr과 Mo의 함량이 과도하여 편석 현상에 의해 굽힘성과 저온역 내충격성이 열위하며, 경제적으로도 불리하다. 반면, 상기 관계식 1의 값이 2.5를 초과할 경우 Mn과 C의 중심부 편석이 증가하여 역시 굽힘성과 저온역 내충격성이 열위하는 문제가 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.
상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 본 발명의 열연강판은 템퍼드 마르텐사이트 상을 기지조직으로 포함하는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게는, 강판 두께별 경도 차이를 최소화하기 위하여, 상기 열연강판의 표층부 영역은 면적분율 15% 이상의 페라이트 및 템퍼드 베이나이트 복합조직과, 잔부 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하고, 상기 표층부 영역을 제외한 중심부 영역은 면적분율 80% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와, 잔부 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 표층부 영역에서 페라이트 및 템퍼드 베이나이트 복합조직의 분율이 15% 미만이면 굽힘성이 열위해지는 문제가 있다.
이때, 상기 페라이트는 면적분율 5~20%, 템퍼드 베이나이트는 면적분율 10~30%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 5~10%의 페라이트와 10~20%의 베이나이트를 포함할 수 있다.
상기 표층부 영역 내 페라이트와 템퍼드 베이나이트 상을 제외한 잔부 조직은 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하나, 주로 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이 보다 바람직하다.
이때, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율 50~85%로 포함하는 것이 유리하다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 50% 미만이면 강도 확보가 어려우며, 반면 85%를 초과하게 되면 상대적으로 연질상의 분율이 미비해져 굽힘성이 열위할 우려가 있다.
본 발명에서 표층부 영역이라 함은, 표층으로부터 두께 방향으로 t/9(여기서, t는 두께(mm)를 의미함)의 영역을 의미한다.
상기 중심부 영역에서는 템퍼드 마르텐사이트 상의 분율이 80% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없으므로 바람직하지 못하다.
상기 중심부 영역 내 템퍼드 마르텐사이트 상을 제외한 잔부 조직으로는 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함할 수 있으나, 주로 템퍼드 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 중심부 영역이라 함은, 상기 표층부 영역을 제외한 나머지 영역을 의미하며, 보다 바람직하게는 열연강판의 두께방향으로 t/4~t/2의 영역으로 한정할 수 있다.
상기와 같이, 표층부 영역과 중심부 영역 내 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 상을 기지조직으로 하되, 상기 표층부 영역 내에 일정 분율 이상으로 연질상(페라이트+템퍼드 베이나이트)을 형성하는 것에 의해, 상기 표층부 영역과 중심부 영역 간의 경도 차이를 유발할 수 있다.
바람직하게는, 상기 표층부 영역의 평균 경도값이 상기 중심부 영역의 평균 경도값 보다 20~80Hv 낮은 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 30~60Hv 정도 낮은 경도값을 가질 수 있다.
한편, 상기 중심부는 300~400Hv의 경도값을 가질 수 있다.
뿐만 아니라, 본 발명의 열연강판은 항복강도가 900MPa 이상이고, 굽힘성 지수(R/t)가 4 이하이면서, -60℃에서 샤르피 충격인성이 30J 이상으로, 고강도와 더불어 굽힘성 및 저온 인성을 우수하게 확보할 수 있다.
상기 굽힘성 지수의 R은 90도 벤딩시 펀치의 R이며, t는 소재의 두께(mm)를 의미한다.
본 발명의 열연강판은 3~10mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 따른 고강도 열연강판은, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취]의 일련의 공정을 거친 후 [열처리 - 냉각] 공정을 단계적으로 행함으로써 제조할 수 있다.
이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1200~1350℃에서 재가열 공정을 행함이 바람직하다.
만일, 재가열 온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 못하여 조대한 석출물과 TiN이 잔존하게 되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의해 강도가 저하되므로 바람직하지 못하다.
[열간압연]
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 850~1150℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 열간압연시 그 온도가 850℃ 미만이면 재결정 지연이 과도해져 연신된 결정립이 발달하고, 이방성이 심해져 성형성이 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1150℃를 초과하게 되면 강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고, 열연강판의 표면품질이 열위해지는 문제가 있다.
[냉각 및 권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 500~700℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 냉각속도로 냉각한 후 그 온도에서 권취하는 것이 바람직하다.
이때, 냉각 종료 온도(권취 온도)가 500℃ 미만이면 베이나이트 상과 마르텐사이트 상이 국부적으로 형성되어 압연판의 재질이 불균일해지고, 형상이 나빠지게 되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트 상이 발달하며, 강 중 경화능 원소의 함량이 높은 경우 MA(martensite/austenite constituent) 조직이 형성되어 미세조직이 불균일해지는 문제가 있다.
한편, 상술한 온도범위로 냉각시 냉각속도가 10℃/s 미만이면 목표 온도까지의 냉각시간이 과도해져 생산성이 저하되는 문제가 있으며, 반면 70℃/s를 초과하게 되면 베이나이트 상과 마르텐사이트 상이 국부적으로 형성되어 재질이 불균일해지며, 형상도 열위하게 되는 문제가 있다.
[단계적 열처리 - 냉각]
제1 열처리 공정
상기한 바에 따라 권취된 코일이 상온까지 냉각되기 전에 350~500℃의 온도범위에서 보열 또는 가열하는 제1 열처리 공정을 행하는 것이 바람직하며, 이때 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
상기 제1 열처리 공정은 열연강판 표층부를 탈탄하기 위한 공정으로서, 이 공정을 거침으로써 표층부 약 100㎛ 깊이의 영역은 탄소의 함량이 강판 두께의 t/4 영역의 탄소 함량에 비해 0.3~0.8배로 감소하게 된다. 이때, 탈탄층의 깊이는 온도, 유지시간, 합금성분에 의해 변화하며, 특히 탄소의 확산은 Mn, Cr, Mo, Si 등의 강 중 탄소 활동도 및 탄화물 형성에 영향을 미치는 합금성분에 의존하게 된다.
이에, 본 발명에서는 하기 관계식 2로 표현되는 R1값이 78~85를 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다. 상기 R1값이 78 미만이면 탄소의 확산이 용이하지 못하며, 온도와 유지시간이 충분하지 못하여 탈탄 효과가 미비해진다. 한편, R1값이 85를 초과하더라도 더 이상 탈탄층이 증가하지 못하고, 오히려 경제적으로 불리해진다. 이는, 권취 코일의 구조가 강판이 적층되어 있는 구조여서 표층에 산화층이 형성되면 산소의 유입이 제한적이므로, 탈탄 과정이 표층 산화층의 형성으로 시간에 따라 점차적으로 감소하기 때문이다.
따라서, 제1 열처리시 하기 관계식 2를 만족하도록 보열 또는 가열을 행함으로써 열연강판 표층부의 미세조직을 연질상으로 형성하기에 유리해진다.
본 발명에서 상기 제1 열처리는 앞선 공정에 의해 권취된 코일 그 자체로 행할 수 있으며, 이때 열처리 온도는 권취된 코일의 외권부 온도 즉, 권취된 코일의 가장 바깥쪽에서 측정할 수 있다. 상기 열처리 온도를 측정하는 방법으로는 특별히 한정하지 아니하나, 하나의 예로서 접촉식 온도계 등을 사용할 수 있다.
[관계식 2]
R1 = Exp(-Q1/([T1]+273)) × (25[t']0.2)
(여기서, Q1 = 450+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])-(52[Si]), T1은 코일의 외권부 온도(℃), t'는 유지시간(sec)이다.)
제1 냉각 공정
상기 제1 열처리를 행한 후 상온까지 0.001~10℃/s의 냉각속도로 냉각하는 제1 냉각 공정을 거치는 것이 바람직하다.
상기 제1 냉각은 자연 공냉 또는 강제 냉각으로 행할 수 있으며, 냉각속도에 따른 미세조직의 변화 및 표층부 탈탄층의 변화는 없으나, 생산성을 고려하여 0.001~10℃/s로 냉각하는 것이 바람직하다.
제2 열처리 공정
이어서, 상기 제1 냉각이 완료된 코일을 850~1000℃의 온도범위로 재가열하는 제2 열처리 단계를 거치는 것이 바람직하다.
상기 제2 열처리 공정은 열연강판의 미세조직을 오스테나이트로 상변태시킨 후 냉각하여 기지조직으로 마르텐사이트 상을 형성시키기 위한 공정이다. 따라서, 상기 제2 열처리 공정은 제1 냉각이 완료된 코일을 절판한 후 850~1000℃의 온도범위로 재가열하는 것이 바람직하다.
상기 재가열 온도가 850℃ 미만이면 오스테나이트로 변태하지 않고 잔류된 페라이트 상이 존재하여 최종 제품의 강도가 열위해지며, 반면 1000℃를 초과하게 되면 지나치게 조대한 오스테나이트 상이 형성되어 강의 저온역 내충격성이 열위하게 되는 문제가 있다.
상술한 온도범위로 재가열한 후 그 온도에서 10~60분간 유지하는 것이 바람직하다. 이때, 유지시간이 10분 미만이면 강판의 두께 중심부에 미변태된 페라이트 상이 존재하게 되어 강도가 열위해지고, 반면 60분을 초과하게 되면 조대한 오스테나이트 상이 형성되어 강의 저온역 내충격성이 열위하게 된다.
보다 바람직하게, 상기 제2 열처리시 재가열 온도와 유지시간은 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하며, 구체적으로 하기 관계식 3으로 표현되는 R2값이 120~130을 만족하는 조건으로 제어될 때 목표로 하는 굽힘성 및 저온역 내충격성을 동시에 우수하게 확보하는 것이 가능해 진다.
[관계식 3]
R2 = Exp(-Q2/([T2]+273)) × (108[t'']0.13)
(여기서, Q2 = 860+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])-(52[Si]), T2는 판재의 표면온도(℃)이며, t''는 유지시간(sec)이다.)
권취된 코일을 절판하여 재가열시 강판이 대기에 노출됨에 따라, 제1 열처리 공정시 형성된 표층부 탈탄층 상에 산화층이 추가로 형성되어 탈탄이 진행된다. 이로 인해, 강판 내부의 탄소의 확산으로 강판 두께(t) 방향으로 표층~t/9 영역의 평균 탄소 함량이 t/4~t/2 영역에서의 평균 탄소 함량에 비해 0.70~0.95배로 감소하게 된다. 이후 냉각과정에서 표층부에는 마르텐사이트에 비해 연질상인 페라이트와 베이나이트 상이 형성된다.
제2 냉각 공정
상기 제2 열처리를 행한 후 10~100℃/s의 냉각속도로 0~100℃까지 냉각하는 제2 냉각 공정을 거치는 것이 바람직하다.
상기 제2 열처리 후 냉각시 냉각 종료 온도를 100℃ 이하로 제어함으로써 열연강판의 중심부 영역(바람직하게 두께 방향으로 t/4~t/2 영역)에 마르텐사이트 상이 면적분율 80% 이상으로 형성될 수 있다. 따라서, 냉각 종료 온도를 바람직하게는 0~100℃, 보다 바람직하게는 상온~100℃로 제어하는 것이 바람직하다. 여기서, 상온은 15~35℃를 의미할 수 있다.
또한, 냉각속도가 10℃/s 미만이면 중심부 영역에 마르텐사이트 상을 80% 이상으로 형성하기 어려워지며, 이로 인해 강도 확보가 곤란하고, 불균일한 조직의 형성으로 강의 저온역 내충격성도 열위해지는 문제가 있다. 반면, 100℃/s를 초과하게 되면 강판의 표층부의 미세조직 중 페라이트 상과 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하게 되어 굽힘성이 열위하게 되며, 형상품질도 열위해진다.
제3 열처리 공정
이어서, 상기 제2 냉각이 완료된 판재를 100~500℃의 온도범위로 재가열하는 제3 열처리 단계를 거치는 것이 바람직하다.
상기 제3 열처리 단계는 템퍼링 열처리 단계로서, 이 과정에서 강중 고용 탄소가 전위에 고착되어 마르텐사이트 상이 템퍼드 마르텐사이트 상으로 변태함에 따라 목표로 하는 강도 수준을 확보하는 것이 가능하다.
특히, 표층부 내에 형성된 베이나이트 상과 마르텐사이트 상이 각각 템퍼드 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트 상으로 형성되어 굽힘 특성이 향상되는 효과를 얻을 수 있다.
이때, 열처리 온도가 100℃ 미만이면 템퍼링 효과를 충분히 얻을 수 없게 되며, 반면 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 강도가 급격히 감소하여 템퍼 취성의 발생으로 강의 연성과 충격성이 열위하게 된다.
또한, 상술한 온도범위에서 열처리시 열처리 시간이 10분 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없으며, 반면 60분을 초과하게 되면 템퍼드 마르텐사이트 상에서 조대한 탄화물이 형성되어 강도, 연성 및 저온 충격성의 물성이 모두 열위하게 되는 문제가 있다.
제3 냉각 공정
상기 제3 열처리를 행한 후 0.001~100℃/s의 냉각속도로 0~100℃까지 냉각하는 제3 냉각 공정을 거치는 것이 바람직하다.
상기한 바에 따라 템퍼링 열처리를 행한 후에는 템퍼 취성을 억제하기 위하여 100℃ 이하로 냉각하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각속도가 0.001℃/s 미만이면 강의 내충격성이 열위할 우려가 있으며, 반면 100℃/s를 초과하게 되면 템퍼 취성을 충분히 억제하지 못할 우려가 있다. 보다 바람직하게는 0.01~50℃/s의 냉각속도로 행할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 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 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제조한 후 이를 1250℃로 재가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 마무리 압연하여 대략 5mm의 열연강판을 제조하고, 이를 권취하여 열연 코일을 제조하였다. 이후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 단계적 열처리(제1~제3) - 냉각(제1~제3) 공정을 행하여 최종 열연 판재를 제조하였다. 이때, 제1 열처리시 보열 또는 가열 온도는 코일의 외권부 온도로 설정하였으며, 제2 열처리시 가열 온도는 판재의 표면온도를 기준으로 설정하였다. 한편, 제2 열처리 및 제2 냉각 공정을 완료한 후 제3 열처리 공정은 400℃에서 10분간 행하였으며, 이후 평균 0.1℃/s의 냉각속도로 100℃ 이하까지 냉각하였다.
여기서, 권취된 코일의 외권부 온도는 가장 바깥쪽에서 측정한 온도를 의미한다.
상술한 공정을 거쳐 제조된 열연 판재의 미세조직을 관찰하기 위하여, 나이탈(Nital) 에칭법으로 에칭한 후 광학현미경(1000배율)과 주사전자현미경(1000배율)으로 분석하였다. 이때, 잔류 오스테나이트 상은 EBSD를 이용하여 1000배율로 측정하였다. 그 결과는 하기 표 3에 나타내었다.
또한, 각각의 열연 판재의 강도, 굽힘성, 내충격성, 경도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
우선, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)은 0.2% off-set 항복강도, 인장강도 및 파괴연신율을 의미하며, JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 시험하였다.
굽힘성은 압연방향과 수직한 방향에서 채취한 시편에 대해 반경(r)이 10, 12, 15, 17, 20, 22, 25mm인 상부금형을 이용하여 90° 굽힘시험하여 균일이 발생하지 않는 최소 굽힘반경(r/t)을 측정하였다.
내충격성은 시험편의 두께를 3.3mmt로 제작하여 -60℃에서 충격에너지(Charpy V-notched Energy)를 측정함으로써 평가하였으며, 3회씩 실시한 후 평균값을 산출하였다.
경도는 강판 두께(t, mm) 방향으로 표층~t/9 지점과 t/4~t/2 지점에서의 5회 측정 후 평균값으로 산출하였으며, Micro-Vickers 경도시험으로 측정하였다.
구분
 합금조성 (중량%) 관계식1
C Si Mn Cr Al P S N Mo Ti Nb V B
비교강1 0.07 0.2 0.9 1.1 0.03 0.009 0.003 0.004 0.2 0.02 0.03 0.005 0.0015 0.82
비교강2 0.085 0.3 1.8 0.3 0.03 0.007 0.003 0.003 0.15 0.015 0.005 0.01 0.0015 4.09
비교강3 0.11 0.45 0.95 0.6 0.02 0.006 0.002 0.004 0.02 0.02 0.015 0.005 0.003 1.88
비교강4 0.07 0.01 1.6 0.9 0.03 0.01 0.003 0.004 0.2 0.02 0.005 0.005 0.0015 1.63
비교강5 0.07 0.01 1.6 0.9 0.03 0.01 0.003 0.004 0.2 0.02 0.005 0.005 0.0015 1.63
비교강6 0.12 0.3 1.6 0.5 0.04 0.006 0.002 0.003 0.2 0.03 0.03 0.05 0.0025 2.46
비교강7 0.11 0.1 1.5 0.8 0.04 0.01 0.003 0.003 0.15 0.02 0.02 0.06 0.002 1.82
비교강8 0.12 0.3 1.8 0.5 0.03 0.008 0.003 0.004 0.2 0.02 0.001 0.007 0.0015 2.75
발명강1 0.07 0.06 1.5 0.75 0.03 0.007 0.003 0.004 0.01 0.02 0.05 0.005 0.002 2.38
발명강2 0.08 0.4 1.4 0.7 0.03 0.009 0.003 0.0042 0.2 0.02 0.02 0.005 0.0015 1.72
발명강3 0.11 0.3 1.35 0.9 0.03 0.006 0.003 0.0035 0.05 0.015 0.03 0.005 0.002 1.74
발명강4 0.085 0.3 1.25 0.8 0.03 0.006 0.003 0.004 0.15 0.02 0.025 0.005 0.002 1.51
발명강5 0.082 0.2 1.4 0.7 0.03 0.007 0.003 0.004 0.1 0.02 0.02 0.1 0.0018 2.01
발명강6 0.083 0.05 1.3 0.8 0.03 0.007 0.003 0.004 0.01 0.015 0.04 0.005 0.002 1.96
발명강7 0.135 0.1 1.3 0.9 0.03 0.006 0.003 0.003 0.15 0.02 0.04 0.004 0.002 1.49
(비교강 3 및 7은 합금조성이 본 발명을 만족하나, 하기 제조공정 조건을 불만족함에 따라 비교강으로 분류한 것이다.)
구분 마무리
압연
(℃)		 권취
온도
(℃)		 제1 가열 및 냉각 관계식 2 제2 가열 및 냉각 관계식 3
온도
(℃)		 유지
시간(s)		 속도
(℃/s)		 Q1 R1 온도
(℃)		 유지
시간(s)		 속도
(℃/s)		 Q2 R2
비교
강1		 895 584 440 18000 0.01 568 80.0 900 2100 80 978 126.8
비교
강2		 901 615 490 18000 0.01 587 82.2 900 2400 80 997 127.0
비교
강3		 905 605 485 18000 0.01 529 88.3 890 1800 80 939 127.6
비교
강4		 899 585 380 18000 0.01 616 69.1 910 2100 80 1026 122.6
비교
강5		 889 580 430 18000 0.01 616 73.9 870 800 80 1026 105.0
비교
강6		 880 600 460 18000 0.01 590 79.3 875 600 80 1000 103.8
비교
강7		 882 590 470 18000 0.01 602 78.9 980 3000 80 1012 136.4
비교
강8		 877 605 370 18000 0.01 603 69.5 850 500 80 1013 98.3
발명
강1		 899 599 480 18000 0.01 587 81.4 910 1850 80 997 123.6
발명
강2		 900 582 480 18000 0.01 575 82.7 900 2100 80 985 126.1
발명
강3		 890 565 465 18000 0.01 578 81.1 880 2100 80 988 123.9
발명
강4		 876 572 485 18000 0.01 572 83.4 900 2400 80 982 128.6
발명
강5		 888 580 490 18000 0.01 579 83.1 920 1850 80 989 125.4
발명
강6		 881 594 464 18000 0.01 578 81.0 905 2100 80 988 126.2
발명
강7		 876 600 480 18000 0.01 596 80.4 890 2100 80 1006 122.9
(표 2에서 R1은 [Exp(-Q1/([T1]+273)) × (25[t']0.2]의 값, R2는 [Exp(-Q2/([T2]+273)) × (108[t'']0.13] 값을 의미한다. Q1은 [450+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])-(52[Si])]의 값을 나타낸 것이고, Q2는 [860+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])-(52[Si])] 값을 나타낸 것이다. 또한, R1의 계산식에서 T1은 코일의 외권부 온도(℃), t'는 유지시간(sec)이며, R2의 계산식에서 T2는 판재의 표면온도(℃) 이다.)
구분 표층부 (표층~t/9) 중심부 (t/4~t/2)
T-M F T-B T-M F T-B R-A
비교강 1 64 4 32 78 0 22 0
비교강 2 91 3 6 95 0 5 0
비교강 3 72 8 20 73 0 27 0
비교강 4 89 0 11 92 0 8 0
비교강 5 87 1 12 92 0 8 0
비교강 6 81 3 16 90 0 10 0
비교강 7 70 4 26 88 0 12 0
비교강 8 91 0 9 98 0 2 0
발명강 1 67 11 22 89 0 11 0
발명강 2 71 9 20 84 0 16 0
발명강 3 75 8 17 91 0 9 0
발명강 4 72 7 21 86 0 14 0
발명강 5 74 10 16 89 0 11 0
발명강 6 76 9 15 90 0 10 0
발명강 7 75 7 18 96 0 4 0
(표 3에서 T-M: 템퍼드 마르텐사이트, T-B: 템퍼드 베이나이트, F: 페라이트, R-A: 잔류 오스테나이트 상을 의미한다.)
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 경도 편차
(△Hv)		 내충격성
(@60℃, J)		 굽힘성
(r/t, 90°)
비교강 1 872 984 12 24 11 3.5
비교강 2 915 1006 11 28 8 4.5
비교강 3 885 968 14 32 33 3
비교강 4 1010 1091 10 5 25 5
비교강 5 997 1034 11 18 21 5
비교강 6 935 1025 11 22 22 5
비교강 7 1015 1082 9 90 17 3
비교강 8 1118 1266 9 12 7 5.5
발명강 1 978 1011 13 38 37 3
발명강 2 981 1006 13 36 38 3
발명강 3 1080 1142 10 43 33 3.5
발명강 4 986 1030 13 39 34 3
발명강 5 992 1022 13 42 35 3
발명강 6 1003 1035 11 48 35 3
발명강 7 1160 1244 9 51 32 3.5
(표 4에서 경도 편차는 중심부 영역(t/4~t/2 지점)의 평균 경도값에서 표층부 영역(표층~t/9 지점)의 평균 경도값을 뺀 값을 나타낸 것이다.)
상기 표 1 내지 4에 나타낸 바와 같이, 성분계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 7은 표층부 및 중심부의 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 상을 주상으로 포함하면서, 표층부 내에 템퍼드 베이나이트 상과 페라이트 상이 적절한 분율로 형성됨에 따라 목표로 하는 물성을 모두 만족할 수 있었다.
반면, 성분계와 제조조건 중 하나 이상이 본 발명을 만족하지 아니한 비교강 1 내지 8은 모든 경우에도 물성이 열위하였다.
구체적으로, 비교강 1은 Mn 대비 Cr이 함량이 높아 관계식 1을 불만족함에 따라 표층부에서 템퍼드 마르텐사이트 상이 충분히 형성되지 못하고 템퍼드 베이나이트 상이 과도하게 형성되어 목표로 하는 강도가 확보되지 못하였고, 저온역 충격인성의 개선 효과를 얻을 수 없었다.
비교강 2는 Mn의 함량이 과도하여 중심부에서의 편석에 의한 미세조직 불균일성이 크게 나타났으며, 이로 인해 저온역 충격인성과 굽힘 특성이 열위하였다.
비교강 3은 Mn, Cr, Mo 등에 비해 Si의 함량이 상대적으로 높아 관계식 2를 만족하지 못한 경우로서, 열처리 중 탄소의 확산 및 탈탄에 의한 표층부 연질층이 잘 형성되었으나, 경화능이 부족하여 중심부에서 템퍼드 마르텐사이트 상이 충분히 형성되지 못하였다. 그 결과 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었다.
비교강 4는 제조된 열연 코일의 제1 열처리시 관계식 2를 만족하지 못하여 표층부 탈탄 효과가 부족하였으며, 이로 인해 표층부 경도와 중심부 경도 차이가 거의 없어, 굽힘성이 열위하였다.
비교강 5 역시 관계식 2를 만족하지 못함에 따라 초기 탈탄층이 원활하게 형성되지 못하였으며, 제2 열처리시 관계식 3을 만족하지 못하여 표층부에서 페라이트와 템퍼드 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하게 되어, 저온역 충격인성과 굽힘성이 열위하였다.
비교강 6은 관계식 3을 벗어남에 따라 표층부에서 페라이트 상이 충분히 형성되지 못하여 저온역 충격인성과 굽힘성이 열위하였다.
비교강 7은 제2 열처리시 열처리 온도가 상대적으로 너무 높아서 관계식 3을 만족하지 못하였으며, 과도한 열처리로 초기 오스테나이트 결정립이 조대하여 저온역 충격인성이 열위하였다.
비교강 8은 관계식 1 내지 3을 모두 만족하지 못하는 경우로서, 중심부 편석의 형성으로 중심부 미세조직이 불균일하였으며, 표층부에서의 페라이트와 템퍼드 베이나이트 상 분율이 미비하여 저온역 충격인성과 굽힘성이 모두 열위하였다.
도 1은 상기 발명강 1 내지 7과 비교강 1 내지 8의 저온역 충격인성과 굽힘성 간의 관계를 그래프화하여 나타낸 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, Mo: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.06%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1로 표현되는 C, Mn, Cr 및 Mo의 함량 관계(T)가 1.0~2.5를 만족하며,
    표층부 영역(표층으로부터 두께 방향으로 t/9(여기서, t는 두께(mm)를 의미함)의 영역)의 미세조직이 면적분율 15% 이상의 페라이트 및 템퍼드 베이나이트 복합조직과, 잔부 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 1종 이상을 포함하며,
    상기 표층부 영역을 제외한 중심부 영역의 미세조직이 면적분율 80% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와, 잔부 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하며,
    항복강도가 900MPa 이상이며, -60℃에서 샤르피 충격인성이 30J 이상이고, 굽힘성 지수(R/t)가 4 이하인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판.

    [관계식 1]
    T = [C] + {[Mn]/(0.85[Cr]+1.3[Mo])}
    (여기서, C, Mn, Cr, Mo는 각 원소의 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 표층부 영역은 면적분율 5~20%의 페라이트와 10~30%의 템퍼드 베이나이트를 포함하는 것인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 표층부 영역은 면적분율 50~85%의 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 중심부 영역은 열연강판의 두께방향으로 t/4~t/2의 영역인 것인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 표층부 영역의 평균 경도값이 상기 중심부 영역의 평균 경도값 보다 20~80Hv 낮은 것인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판.
  6. 삭제
  7. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 3~10mm의 두께를 갖는 것인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판.
  8. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, Mo: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.06%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 C, Mn, Cr 및 Mo의 함량 관계(T)가 1.0~2.5를 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
    상기 마무리 열간압연 후 열연강판을 500~700℃의 온도범위까지 10~70℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 500~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 350~500℃의 온도범위에서 보열 또는 가열하는 제1 열처리 단계;
    상기 제1 열처리 후 0.001~10℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제1 냉각 단계;
    상기 제1 냉각 후 850~1000℃의 온도범위로 재가열하여 10~60분 동안 유지하는 제2 열처리 단계;
    상기 제2 열처리 후 10~100℃/s의 냉각속도로 0~100℃까지 냉각하는 제2 냉각 단계;
    상기 제2 냉각 후 100~500℃의 온도범위로 재가열하여 10~60분 동안 열처리하는 제3 열처리 단계; 및
    상기 제 3 열처리 후 0.001~100℃/s의 냉각속도로 0~100℃까지 냉각하는 제3 냉각 단계
    를 포함하는 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.

    [관계식 1]
    T = [C]+[Mn]/(0.85[Cr]+1.3[Mo])
    (여기서, C, Mn, Cr, Mo는 각 원소의 중량 함량을 의미한다.)
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 제1 열처리 단계는 하기 관계식 2로 표현되는 R1값이 78~85를 만족하는 조건으로 행하는 것인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.

    [관계식 2]
    R1 = Exp(-Q1/([T1]+273)) × (25[t']0.2)
    (여기서, Q1 = 450+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])-(52[Si]), T1은 코일의 외권부 온도(℃), t'는 유지시간(sec)이다.)
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 제2 열처리 단계는 하기 관계식 3으로 표현되는 R2값이 120~130을 만족하는 조건으로 행하는 것인 굽힘성 및 저온 인성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.

    [관계식 3]
    R2 = Exp(-Q2/([T2]+273)) × (108[t'']0.13)
    (여기서, Q2 = 860+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])-(52[Si]), T2는 판재의 표면온도(℃)이며, t'는 유지시간(sec)이다.)
KR1020170178826A 2017-12-22 2017-12-22 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 KR102020435B1 (ko)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170178826A KR102020435B1 (ko) 2017-12-22 2017-12-22 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
CN201880074405.6A CN111356781B (zh) 2017-12-22 2018-11-22 弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
FIEP18890351.2T FI3730647T3 (fi) 2017-12-22 2018-11-22 Korkealujuuksinen kuumavalssattu teräslevy, jolla on erinomainen taivutettavuus ja sitkeys alhaisissa lämpötiloissa sekä menetelmä sen valmistamiseksi
EP18890351.2A EP3730647B1 (en) 2017-12-22 2018-11-22 High-strength hot-rolled steel sheet having excellent bendability and low-temperature toughness and method for manufacturing same
JP2020533109A JP7032537B2 (ja) 2017-12-22 2018-11-22 曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
PCT/KR2018/014462 WO2019124776A1 (ko) 2017-12-22 2018-11-22 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
US16/772,931 US11732339B2 (en) 2017-12-22 2018-11-22 High-strength hot-rolled steel sheet having excellent bendability and low-temperature and method for manufacturing same
US18/213,539 US20230332281A1 (en) 2017-12-22 2023-06-23 High-strength hot-rolled steel sheet having excellent bendability and low-temperature and method for manufacturing same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170178826A KR102020435B1 (ko) 2017-12-22 2017-12-22 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20190076765A KR20190076765A (ko) 2019-07-02
KR102020435B1 true KR102020435B1 (ko) 2019-09-10

Family

ID=66994885

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020170178826A KR102020435B1 (ko) 2017-12-22 2017-12-22 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법

Country Status (7)

Country Link
US (2) US11732339B2 (ko)
EP (1) EP3730647B1 (ko)
JP (1) JP7032537B2 (ko)
KR (1) KR102020435B1 (ko)
CN (1) CN111356781B (ko)
FI (1) FI3730647T3 (ko)
WO (1) WO2019124776A1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102560057B1 (ko) * 2020-12-21 2023-07-26 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
EP4279617A1 (en) * 2021-01-15 2023-11-22 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
KR20230043353A (ko) * 2021-09-24 2023-03-31 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
KR20230044048A (ko) * 2021-09-24 2023-04-03 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7090731B2 (en) * 2001-01-31 2006-08-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
FI114484B (fi) * 2002-06-19 2004-10-29 Rautaruukki Oyj Kuumavalssattu nauhateräs ja sen valmistusmenetelmä
FR2849864B1 (fr) 2003-01-15 2005-02-18 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et procede de fabrication de bandes
US7314532B2 (en) 2003-03-26 2008-01-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
JP4515427B2 (ja) 2006-09-29 2010-07-28 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製法
JP5181775B2 (ja) * 2008-03-31 2013-04-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法
JP5630026B2 (ja) 2009-01-30 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN101962741B (zh) * 2009-07-24 2012-08-08 宝山钢铁股份有限公司 一种调质钢板及其制造方法
JP4977879B2 (ja) * 2010-02-26 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
BR112012020133B1 (pt) * 2010-05-14 2018-07-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço e método pa ra sua produção
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
FI20106275A (fi) 2010-12-02 2012-06-03 Rautaruukki Oyj Ultraluja rakenneteräs ja menetelmä ultralujan rakenneteräksen valmistamiseksi
KR101482473B1 (ko) * 2011-02-10 2015-01-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 침탄용 강, 침탄강 부품 및 그 제조 방법
WO2013046476A1 (ja) 2011-09-28 2013-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101368547B1 (ko) * 2011-10-28 2014-02-28 현대제철 주식회사 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
JP5825224B2 (ja) * 2012-08-20 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP5672421B1 (ja) 2013-04-15 2015-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6136547B2 (ja) 2013-05-07 2017-05-31 新日鐵住金株式会社 高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101543838B1 (ko) * 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법
HUE054213T2 (hu) 2014-01-24 2021-08-30 Rautaruukki Oyj Meleghengerelt ultranagy szilárdságú acélszalag termék
JP6135577B2 (ja) * 2014-03-28 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2016021195A1 (ja) * 2014-08-07 2016-02-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN104513937A (zh) * 2014-12-19 2015-04-15 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级别高强钢及其生产方法
WO2016103535A1 (ja) * 2014-12-22 2016-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101657841B1 (ko) * 2014-12-25 2016-09-20 주식회사 포스코 중심부 물성이 우수한 고강도 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법
KR102031445B1 (ko) * 2017-12-22 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2021507107A (ja) 2021-02-22
FI3730647T3 (fi) 2023-09-25
KR20190076765A (ko) 2019-07-02
US20230332281A1 (en) 2023-10-19
CN111356781A (zh) 2020-06-30
EP3730647A1 (en) 2020-10-28
US11732339B2 (en) 2023-08-22
JP7032537B2 (ja) 2022-03-08
EP3730647A4 (en) 2020-12-02
WO2019124776A1 (ko) 2019-06-27
US20210164077A1 (en) 2021-06-03
EP3730647B1 (en) 2023-07-12
CN111356781B (zh) 2021-10-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6945628B2 (ja) 低温域におけるバーリング性に優れた高強度複合組織鋼及びその製造方法
KR102020435B1 (ko) 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR102469278B1 (ko) 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
KR101899674B1 (ko) 저온역 버링성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP7045461B2 (ja) 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR101543860B1 (ko) 내충격 특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101758520B1 (ko) 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법
JP2022521604A (ja) せん断加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
KR101726139B1 (ko) 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법
KR101778385B1 (ko) 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102560057B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20190074659A (ko) 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102321319B1 (ko) 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
KR102075642B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 열연 도금강판 및 그 제조방법
KR102328392B1 (ko) 펀칭 가공부 단면품질이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
EP4026928A1 (en) Steel plate having excellent strength and low-temperature impact toughness and method for manufacturing same
KR20230072050A (ko) 냉간 성형 후 내충격성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법
KR20160053102A (ko) 재질 균일성 및 내충격 특성이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조방법
KR20220089109A (ko) 충격인성이 우수한 압력용기용 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR20150075312A (ko) 내충격특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 복합조직 열연강판 및 그 제조방법
KR20160078807A (ko) 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법
KR20000043761A (ko) 용접부 인성이 우수한 고강도강 및 제조방법
KR20130068081A (ko) 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 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