KR102250333B1 - 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법과 관련한 발명이 개시된다. 한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.

Description

초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 {ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 강성, 성형성 및 수소지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
차량 부품 중, 충돌시 승객안전과 직접적으로 관련하는, 범퍼 빔과 같은 부품을 제조하기 위해서는 높은 항복강도와 인장강도을 가지면서, 성형에 필요한 굽힘성이 우수한 강재가 요구되고 있다. 강재의 높은 인장강도를 만족하기 위하여 마르텐사이트와 템퍼드마르텐사이트 기반의 미세조직에 일부 페라이트와 베이나이트가 포함된 초고강도강이 개발되었다. 또한 150kgf 이상의 초고강도강에서는 수소침입으로 인한 지연파괴가 발생할 수 있기 때문에, 자동차용 부품에 적용하기 위해서 지연파괴 저항성이 높은 소재의 개발이 필요한 실정이다.
본 발명과 관련한 배경기술은 대한민국 공개특허공보 제2012-0127733호(2012.11.23. 공개, 발명의 명칭: 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조 방법)에 개시되어 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 강성, 굽힘가공성 및 수소지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 개재물 및 편석 발생을 최소화하여 표면 품질이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 생산성 및 경제성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 하나의 관점은 초고강도 냉연강판에 관한 것이다. 한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.
한 구체예에서 상기 미세조직의 평균 결정립 크기가 6㎛ 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않을 수 있다.
본 발명의 다른 관점은 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다. 한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계; 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계; 상기 냉연판재를 Ae3 이상의 온도로 가열 및 유지하여 소둔 열처리하는 단계; 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연판재를 템퍼링하는 단계;를 포함하는 냉연강판 제조방법이며, 상기 냉각은, 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 730~820℃까지 1차 냉각하고; 그리고 상기 1차 냉각된 냉연판재를 80℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃의 온도까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지며, 상기 제조된 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
한 구체예에서 상기 열연판재는 상기 강 슬라브를 1180~1250℃로 재가열 하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 850~950℃로 열간 압연하여, 압연재를 제조하는 단계; 및 상기 압연재를 냉각하고 권취온도: 450~650℃ 조건으로 권취하는 단계;를 포함하여 제조될 수 있다.
한 구체예에서 상기 2차 냉각은, 450℃ 내지 150℃까지에서의 냉각속도가 140℃/s 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 템퍼링은 상기 냉연판재를 150~250℃까지 가열하고 50~500초 동안 유지하여 이루어질 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않을 수 있다.
본 발명의 초고강도 냉연강판 제조방법에 의해 제조된 초고강도 냉연강판은 강성, 굽힘가공성 및 수소지연파괴 저항성이 우수하며, 개재물 및 편석 발생을 최소화하여 표면 품질이 우수하며, 생산성 및 경제성이 우수할 수 있다.
도 1은 본 발명의 한 구체예에 따른 초고강도 냉연강판 제조방법을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 한 구체예에 따른 냉연판재의 열처리 스케쥴 그래프이다.
도 3(a)는 본 발명의 2차 냉각 속도를 벗어난 냉연판재의 미세조직을 나타낸 것이며, 도 3(b)는 본 발명의 2차 냉각 속도를 적용한 냉연판재의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4(a)는 실시예 1의 냉연강판 미세조직이며, 도 4(b)는 비교예 3의 냉연강판 미세조직을 나타낸 것이다.
도 5(a)는 실시예 1의 수소지연파괴 시험시 100 시간 경과 후의 시편을 나타낸 것이며, 도 5(b)는 비교예 6의 수소지연파괴 시험시 100 시간 경과 후의 시편을 나타낸 사진이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 이때, 본 발명을 설명함에 있어서 관련된 공지기술 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 것이다.
그리고 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있으므로 그 정의는 본 발명을 설명하는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
초고강도 냉연강판
본 발명의 하나의 관점은 초고강도 냉연강판에 관한 것이다. 한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.
이하, 본 발명의 초고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대해 상세히 설명하도록 한다.
탄소(C)
상기 탄소(C)는 강의 강도를 확보하기 위하여 첨가하며, 마르텐사이트 조직에서 탄소함량이 증가할수록 강도가 증가한다. 한 구체예에서 상기 탄소는 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.10~0.40 중량% 포함된다. 상기 탄소를 0.10 중량% 미만으로 포함시 목표 강도를 얻기 어려우며, 0.40 중량%를 초과하여 포함되는 경우 용접성에 불리하며 굽힘성 등에 불이익이 있을 수 있다. 바람직하게는 0.20~0.26 중량% 포함될 수 있다.
실리콘(Si)
상기 실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 한 구체예에서 상기 실리콘은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.10~0.80 중량%로 포함된다. 상기 실리콘을 0.10 중량% 미만으로 포함하는 경우 그 효과가 매우 적으며, 0.80 중량%를 초과하여 포함시 제조과정에서 Mn2SiO4 등의 산화물을 형성하여 도금성이 저해되고, 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 바람직하게는 0.10~0.50 중량% 포함될 수 있다.
망간(Mn)
상기 망간(Mn)은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여 한다. 한 구체예에서 상기 망간은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.6~1.4 중량%로 포함된다. 상기 망간을 0.6 중량% 미만으로 포함시 그 효과가 충분하지 않아 강도확보가 어려우며, 1.4 중량%를 초과하여 포함시 MnS등 개재물의 형성이나 편석으로 인한 가공성 저하와 지연파괴 저항성이 저하가 발생하고 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다.
알루미늄(Al)
상기 알루미늄(Al)은 탈산제로 사용되고, 페라이트를 청정화 하는데 도움이 될 수 있다. 한 구체예에서 상기 알루미늄은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.01~0.30 중량%로 포함된다. 상기 알루미늄을 0.01 중량% 미만으로 포함시 그 효과가 부족하고, 0.30 중량%를 초과하여 포함시, 슬라브 제조시 AlN을 형성하여 주조 또는 열연 중 크랙을 유발할 수 있다.
인(P)
상기 인(P)은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물이다. 상기 인은 상기 냉연강판 전체 중량에 대하여 0 초과 0.02 중량% 이하로 포함된다. 상기 인의 첨가시에 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 상기 인을 0.02 중량%를 초과하여 포함시 저온취성이 발생할 수 있다.
황(S)
상기 황(S)은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물이다. 한 구체예에서 상기 황은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0 초과 0.003 중량% 이하로 포함된다. 황은 FeS, MnS와 같은 비금속 개재물을 형성하여 인성과 용접성을 저하하기에 0.003 중량% 이하로 제한한다. 상기 황을 0.003 중량% 초과하여 포함시 비금속 개재물 형성량이 증가하여 인성 및 용접성이 저하될 수 있다.
질소(N)
상기 질소(N)는 강 내에 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어 연성을 열화시킬 수 있다. 한 구체예에서 상기 질소(N)는 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.006 중량% 이하로 포함된다. 상기 질소를 0.006 중량% 초과하여 포함시 상기 냉연강판의 연성이 저하될 수 있다.
티타늄(Ti)
상기 티타늄(Ti)은 석출물 형성원소로, TiN의 석출과 결정립 미세화 효과가 있다. 특히 TiN의 석출을 통해 강 내부의 질소 함량을 낮출 수 있고, 보론과 함계 첨가되었을 경우 BN의 석출을 방지할 수 있다. 한 구체예에서 상기 티타늄은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0 초과 0.05 중량% 이하로 포함된다. 상기 티타늄을 0.05 중량%를 초과하여 포함되는 경우 강의 제조원가를 증가시킨다. 예를 들면 0.01~0.05 중량% 포함될 수 있다.
니오븀(Nb)
상기 니오븀(Nb)은 석출물 형성 원소로, 석출과 결정립 미세화를 통하여 강의 인성과 강도를 향상시킨다. 한 구체예에서 상기 니오븀은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0 이상 0.05 중량% 이하로 포함된다. 상기 니오븀을 0.05 중량%를 초과하여 포함시, 압연 시 압연부하가 크게 증가할 수 있고, 강의 제조원가를 증가시킨다.
보론(B)
상기 보론(B)은 소입성 원소로서, 소둔 이후 냉각 후 마르텐사이트의 형성에 크게 기여한다. 한 구체예에서 상기 보론은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.001~0.003 중량% 포함된다. 상기 보론을 0.001 중량% 미만으로 포함하는 경우 그 효과가 불충분하여 마르텐사이트를 확보하기 어렵고, 0.003 중량%를 초과하여 포함시 강의 인성을 저하시킬 수 있다.
본 발명의 한 구체예에서 상기 냉연강판은 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo)
상기 몰리브덴(Mo)은 고용강화 효과가 있고, 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여 한다. 한 구체예에서 상기 몰리브덴은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0 초과 0.20 중량% 이하로 포함될 수 있다. 상기 몰리브덴을 0.20 중량%를 초과하여 포함되는 경우 강의 제조 원가를 증가시킨다.
상기 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가진다. 예를 들면 상기 냉연강판의 미세조직은 면적 분율로 95% 이상의 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 잔부로 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 하나 이상 포함할 수 있다. 바람직하게는 상기 냉연강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 만으로 이루어져 강도와 성형성이 동시에 우수한 강판을 확보할 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판 미세조직의 평균 결정립 크기는 6㎛ 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)는 1.5 이하이다. 상기 질량비 조건에서 결정립 미세화 효과가 우수하며 석출물이 과도하게 형성되는 현상을 방지할 수 있다. 1.5 질량비를 초과하는 경우 석출강화 효과 및 결정립 미세화 효과가 저하되어, 본 발명이 목표로 하는 결정립 크기 및 기계적 물성의 확보가 어려울 수 있다. 예를 들면 1.3 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이다. 예를 들면, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.0 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상일 수 있다. 예를 들면 상기 냉연강판은 항복강도 1200~1500 MPa, 인장강도 1470~1800 MPa 및 연신율 5.0~9.0% 일 수 있다.
상기 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않을 수 있다.
상기 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)은 석출물 형성 원소로서, 석출강화효과 및 결정립 미세화에 의한 강화 효과가 있다. 다만, 석출물이 과도하게 많이 형성되는 경우, 강재의 연성이 저하되어 압연부하가 증가하고 냉간압연 중 판 파단이 발생하는 등의 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 함량을 제어할 뿐만 아니라, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)를 1.5 이하, 바람직하게는 1.3 이하로 제어함으로써, 냉연강판의 평균 결정립 크기를 6㎛ 이하로 제어하고 석출강화 효과를 구현하여, 이에 의해 인장강도 1470~1800 MPa, 항복강도 1200~1500 MPa 및 연신율 5.0~9.0%를 확보할 수 있다.
상기 합금성분을 가지는 본 발명의 냉연강판의 미세조직은 티타늄(Ti)계 석출물 및 니오븀(Nb)계 석출물 중 적어도 하나 이상을 포함할 수 있다. 상기 석출물은 티타늄(Ti)계 탄화물 내지 니오븀(Nb)계 탄화물, 바람직하게는 TiC 내지 NbC 일 수 있다. 상기 냉연강판 중 임의의 지점에서의 단위면적(1㎛2 = 1㎛ x 1㎛) 내에 존재하는 상기 석출물 중 크기가 100nm 이하인 석출물과 상기 석출물 중 크기가 100nm를 초과하는 석출물의 비율이 4:1 이상일 수 있으며, 바람직하게는 9:1 이상일 수 있다. 상기 비율보다 낮을 경우, 결정립 미세화가 충분하지 않아 강판의 강도가 저하된다.
또한, 상기 단위 면적에 존재하는 크기가 100nm 이하인 상기 석출물의 개수는 20개 이상 200개 이하, 바람직하게는 50개 이상 100개 이하일 수 있다. 상기 크기가 100nm 이하인 석출물의 개수가 상한을 초과하는 경우 최종 미세조직 중 잔류 오스테나이트 내 탄소 함량이 감소함으로써 TRIP 효과가 저해되어 강도와 연신율이 감소할 수 있으며, 하한 미만인 경우 소둔시 결정립 미세화가 충분하지 않다.
물론, 상기 합금성분을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 상술한 단위면적 내에서 석출물 비율이 4:1 내지 9:1 이상이면서, 100nm 이하인 석출물이 20~200개, 바람직하게는 50~100개인 미세조직을 가질 수 있다.
상기 석출물의 비율 및 상기 석출물의 개수는, 전술한 합금성분 조건을 적용하되, 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하, 바람직하게는 1.3 이하인 냉연 강판을 Ae3 이상의 온도에서, 바람직하게는 840~920℃에서 30~120초간 소둔하고, 소둔된 냉연판재를 15℃/s 이하의 속도로 730~820℃까지, 바람직하게는 소둔 종료 온도로부터 760~810℃ 까지 3~15℃/s의 속도로 냉각함으로써 제어할 수 있다.
초고강도 냉연강판 제조방법
본 발명의 다른 관점은 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
도 1은 본 발명의 한 구체예에 따른 초고강도 냉연강판 제조방법을 나타낸 것이다. 상기 도 1을 참조하면 상기 초고강도 냉연강판 제조방법은 (S10) 열연판재 제조단계; (S20) 냉연판재 제조단계; (S30) 소둔열처리단계; (S40) 냉각단계; 및 (S50) 템퍼링단계;를 포함한다.
보다 구체적으로 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은 (S10) 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계; (S20) 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계; (S30) 상기 냉연판재를 Ae3 이상의 온도로 가열 및 유지하여 소둔 열처리하는 단계; (S40) 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 냉각하는 단계; 및 (S50) 상기 냉각된 냉연판재를 템퍼링하는 단계;를 포함하는 냉연강판 제조방법이며, 상기 냉각은, 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 730~820℃까지 1차 냉각하고; 그리고 상기 1차 냉각된 냉연판재를 80℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃의 온도까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어진다.
상기 제조된 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.
이하, 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판 제조방법을 단계별로 상세히 설명하도록 한다.
(S10) 열연판재 제조단계
상기 단계는 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계이다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브의 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)는 1.5 이하이다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 강 슬라브에 포함되는 성분 및 함량은, 전술한 바와 동일하므로 이에 대한 상세한 설명은 생략하도록 한다.
한 구체예에서 상기 열연판재는 상기 강 슬라브를 1180~1250℃로 재가열 하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 850~950℃로 열간 압연하여, 압연재를 제조하는 단계; 및 상기 압연재를 냉각하고 권취온도: 450~650℃ 조건으로 권취하는 단계;를 포함하여 제조될 수 있다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 제강공정을 통해 얻은 용강을 연속 주조하여 반제품 형태로 제조될 수 있다. 또한 상기 강 슬라브는 재가열 공정을 통하여 주조 공정에서 발생한 성분 편석을 균질화하고, 열간압연 할 수 있는 상태로 제조될 수 있다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 슬라브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT): 1180~1250℃ 조건으로 재가열할 수 있다. 상기 슬라브 재가열 온도를 1180℃ 미만으로 실시하는 경우, 상기 강 슬라브의 편석이 충분히 재고용 되지 못하며, 1250℃를 초과하여 실시하는 경우, 오스테나이트 결정립의 크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다. 한 구체예에서 상기 강 슬라브의 재가열은 1~4 시간 동안 진행될 수 있다. 상기 재가열 시간이 1 시간 미만일 경우, 편석대 감소가 충분하지 않으며, 4 시간을 초과하는 경우 결정립 크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다.
한 구체예에서 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도(Finish Delivery Temperature, FDT): 850~950℃로 열간 압연하여, 압연재를 제조할 수 있다. 상기 열간 압연시, 마무리 압연온도를 850℃ 미만으로 실시하는 경우, 압연부하가 급격히 증가하여 생산성이 저하되며, 950℃를 초과하여 실시하는 경우 결정립의 크기가 증가하여 강도가 감소할 수 있다.
상기 권취시, 권취온도를 450℃ 미만으로 실시하는 경우 강도가 증가하여 냉간 압연시 압연부하가 증가하며, 650℃를 초과하는 경우 표면 산화 등으로 후 공정에서 불량을 일으킬 수 있다.
(S20) 냉연판재 제조단계
상기 단계는 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 코일 상태의 열연판재를 언코일링하고 산세하여 표면 스케일층을 제거하고, 냉간 압연을 실시한다. 예를 들면 냉간 압연 시 두께 압하율은 대략 40~70% 조건으로 실시할 수 있다.
(S30) 소둔열처리단계
상기 단계는 상기 냉연판재를 Ae3 이상의 온도로 가열 및 유지하여 소둔 열처리하는 단계이다.
상기 조건으로 소둔열처리된 냉연판재의 미세조직은 오스테나이트 단상 조직이 형성될 수 있다. 상기 소둔열처리 공정은 오스테나이트 결정립 크기에 영향을 주며, 결정립 크기는 강판의 강도에 관계가 있어서 중요하게 작용한다.
도 2는 본 발명의 한 구체예에 따른 냉연판재의 열처리 스케쥴 그래프이다. 상기 도 2를 참조하면, 상기 냉연판재는 오스테나이트 단상을 만들기 위하여 Ae3 이상의 소둔온도로 승온해야 한다. 본 발명의 성분 범위에서 840℃ 이상의 온도가 적절하다. 예를 들면 상기 소둔열처리는, 상기 냉연판재를 840~920℃ 까지 승온하여 가열하고, 30~120초 동안 유지하여 실시될 수 있다.
상기 소둔열처리시 840℃ 미만으로 가열하거나, 가열 유지시간을 30 초 미만으로 실시하는 경우 오스테나이트가 충분히 균질화되지 못할 수 있으며, 920℃를 초과하여 가열하거나, 가열 유지시간이 120 초를 초과하여 실시하는 경우 열처리 효율성이 저하되며, 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화하고 생산성이 저하될 수 있다.
한 구체예에서 상기 승온속도는 3℃/sec 이상일 수 있다. 상기 승온속도를 3℃/s 미만으로 실시하는 경우, 소둔되는 온도까지 너무 많은 시간이 소요되어 열처리 효율성이 저하되고, 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화하고 생산성이 저하될 수 있다.
(S40) 냉각단계
상기 단계는 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 냉각하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 냉각은, 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 730~820℃까지 1차 냉각하고; 그리고 상기 1차 냉각된 냉연판재를 80℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃의 온도까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어진다.
상기 도 2를 참조하면 1차 냉각은 15℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 서냉 구간이다. 예를 들면 3~15℃/s의 냉각속도로 730~820℃까지 냉각할 수 있다. 상기 1차 냉각 구간에서 냉각시, 냉연판재의 페라이트 변태를 억제하며, 상기 2차 냉각 구간에서 냉각할 온도 차이를 줄일 수 있다. 상기 1차 냉각을 730℃ 미만의 온도로 종료시, 1차 냉각 중에 페라이트 변태가 발생하고, 이는 강도 저하의 원인이 될 수 있다.
상기 2차 냉각은 80℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 급냉 구간이다. 상기 2차 냉각 구간은, 급냉을 통해 페라이트와 베이나이트의 상변태를 억제하고, 마르텐사이트 변태를 일으키고, 냉각 중 템퍼링을 억제할 수 있다. 상기 2차 냉각시 80℃/s 미만의 냉각 속도로 냉각하는 경우, 페라이트 또는 베이나이트의 상변태로 인하여 강도 저하의 원인이 될 수 있다.
상기 도 2를 참조하면, 상기 2차 냉각은 80℃/s 이상의 냉각 속도로 Ms 온도 이상까지 냉각하고, 이어서 140℃/s 이상의 냉각속도로 Mf 온도 이하까지 냉각할 수 있다. 한 구체예에서 상기 2차 냉각은 80℃/s 이상의 냉각 속도로 400~450℃까지 냉각하고, 이어서 140℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃ 이하까지 냉각할 수 있다.
상기 2차 냉각은 450℃ 내지 150℃까지 온도 구간에서의 냉각속도가 140℃/s 이상으로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 온도 구간에서의 냉각속도를 140℃/s 이상의 속도로 급냉시 페라이트, 베이나이트 내지 잔류 오스테나이트 등의 미세조직 형성을 최소화함으로써 템퍼드 마르텐사이트 분율을 95% 이상 확보할 수 있으며, 바람직하게는 템퍼드 마르텐사이트 만으로 이루어진 미세조직을 얻을 수 있다.
(S50) 템퍼링단계
상기 단계는 상기 냉각된 냉연판재를 템퍼링하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 템퍼링은 상기 냉연판재를 150~250℃까지 가열하고 50~500초 동안 유지하여 이루어질 수 있다. 상기 조건에서 본 발명의 냉연판재의 템퍼드 마르텐사이트 미세조직이 용이하게 형성될 수 있다. 상기 템퍼링시 냉연판재를 150℃ 미만으로 가열하여 템퍼링시, 템퍼링 효과가 미미하며, 250℃를 초과하는 온도로 가열하여 템퍼링시, 탄화물의 크기가 조대화되어 강도 저하의 요인이 될 수 있다.
한 구체예에서 전술한 2차 냉각공정 직후에 재가열을 실시하여 템퍼링 하거나, 2차 냉각공정 이후 상기 냉연판재를 상온에서 수 분 이상 유지한 뒤 템퍼링을 실시할 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판 미세조직의 평균 결정립 크기는 6㎛ 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않을 수 있다.
본 발명의 경우 종래기술들과 유사하게 마르텐사이트를 이용한 고강도강을 제조하는 방법을 설명하였지만, 다른 점으로 1) 망간(Mn)의 함량을 낮추어 MnS등 개재물이나 편석으로 인한 불이익을 줄일 수 있고, 2) 서냉 후 1차, 2차 급속냉각을 통하여 냉각 중 템퍼링을 억제하고, 그 이후 템퍼링을 통하여 균질한 템퍼드마르텐사이트를 구현할 수 있다. 또한, 종래기술의 합금성분 대비 망간 함량이 낮아 제강 시에 투입되는 합금 철의 양이 적은 장점을 가진다.
또한 본 발명의 냉연강판은 자동차용 부품에 적용 가능하고 1200 MPa 이상의 높은 항복강도와 1500 MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 90˚굽힘 기준 1.5 (R/t)이하의 굽힘가공성을 확보하고 지연파괴 저항성이 우수할 수 있다. 상기 냉연강판의 전체 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하여 이루어지며, 굽힘 가공성과 인장강도를 확보하기 위하여 충분한 탄소 및 합금 첨가량을 서술하였고, 그에 적합한 냉연 열처리 조건을 서술하였다. 또한 합금철 원가 상승 방지와 수소취성 저항성의 확보를 위하여 적합한 합금성분에 제한을 두었다.
종래 냉연강판의 굽힘성형성을 확보하기 위해서는, 냉연 열처리 공정시 Ae3 이상의 구간의 온도로 승온하여 유지하여 소둔열처리하여 오스테나이트 단상 조직을 형성하고; 상기 소둔열처리 이후 50℃/s 이하로 급랭하여 Ms점 이하까지 냉각하여, 페라이트 등의 연질조직으로의 상변태를 억제하고, 마르텐사이트 미세조직으로 변태하고; 상기 급냉 이후 템퍼링하여 마르텐사이트의 템퍼링 및 냉각 중 잔여 오스테나이트 미세조직을 마르텐사이트로 변태 완료하는; 과정을 거처 조직을 구현하였다.
그러나, 종래와 같이 상기 급냉시 냉각속도를 50℃/s 이하로 적용하는 경우 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 등의 합금성분이 충분히 첨가되어야 페라이트 등의 연질조직 상변태를 억제할 수 있었다. 합금량의 첨가는 원가 상승의 원인이 되며, 망간(Mn) 함량 증가시 밴드 구조의 형성으로 인하여, 성형성 등이 저하될 수 있었다. 또한 상기와 같은 냉각 속도에서는 Ms 온도 부근에서 형성된 마르텐사이트가 수 초간 냉각 중에 템퍼링되어, 탄화물의 크기가 큰 조직이 혼재하게 되며 이는 미세한 탄화물이 형성된 템퍼드 마르텐사이트 대비 항복강도가 낮은 문제가 있었다.
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.
제조예 1~10
하기 표 1에 따른 성분 및 함량의 합금 성분과, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하였다. 또한, 상기 제조예 1~10 합금계에 대하여 JMATPRO로 계산한 합금의 임계온도(Ae3 변태온도, 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 및 마르텐사이트의 90% 부피분율 변태 시점의 온도(M90))를 하기 표 1에 함께 나타내었다.
Figure 112019126777813-pat00001
실시예 1~15 및 비교예 1~9
상기 제조예 1~10에서 제조된 강 슬라브를 이용하여 냉연강판을 제조하였다. 구체적으로, 하기 표 2와 같은 강 슬라브를 상기 강 슬라브를 1220℃로 재가열 하고, 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 900℃에서 3.2mm의 두께로 열간 압연하여, 압연재를 제조한 다음, 상기 압연재를 냉각하고 권취온도: 600℃ 조건으로 권취하여 열연판재를 제조하였다. 이후 산세를 통하여 표면 산화층을 제거하고, 1.2mm의 두께로 냉간압연 하여 냉연판재를 제조하였다. 상기 냉연판재를 하기 표 2의 조건으로 가열 및 유지하여 소둔 열처리 후, 냉각 및 템퍼링 하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 냉각은, 하기 표 2에 따른 냉각속도 및 냉각종료온도 조건으로 상기 냉연판재를 1차 냉각 후, 상기 1차 냉각된 냉연판재를 하기 표 2의 냉각속도(1)의 조건으로 냉각구간(1): 400℃ 이상 450℃ 미만 온도 구간까지 냉각하고, 이어서 냉각속도(2)를 적용하여 냉각구간(2): 상온~150℃ 온도 구간까지 2차 냉각하는 단계를 포함하여 실시하였다.
Figure 112019126777813-pat00002
상기 실시예 1~15 및 비교예 1~9의 냉연강판에 대하여, 인장시험과 90˚굽힘 시험을 진행하였으며, 실시예 및 비교예 중 대표적으로 실시예 1, 4, 8, 14 및 15와 비교예 6, 7 및 9의 냉연강판에 대하여 지연파괴 시험을 진행하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 지연파괴 시험은 ASTM G39-99 기준에 의거하여(4-point load test)로 진행하였고, 시험조건으로 적용된 응력은 각 시편 YS의 100%이고, 부식 용액은 0.1M HCl 용액을 사용하였다.
Figure 112019126777813-pat00003
상기 표 3의 결과를 참조하면, 상기 실시예 1~15의 경우, 본 발명이 목표로 하는 기계적 강도(항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상)와 및 굽힘가공성(1.5 이하)을 만족하였으며, 실시예 1, 4, 8, 14 및 15의 경우 수소지연파괴 시험시 100 시간 이상 경과에도 시편 파단이 발생하지 않아 수소지연 파괴 저항성이 우수함을 알 수 있었다.
반면 본 발명의 템퍼링 공정을 미적용한 비교예 1의 경우, 본 발명이 목표로 하는 항복강도 및 굽힘성을 달성하지 못했으며, 비교예 2 및 3의 경우, 2차 냉각시 냉각구간(2)에서의 냉각속도가 140℃/sec 미만으로 적용한 경우로, 항복강도와 인장강도가 본 발명의 목표치 대비 저하되었다. 비교예 4의 경우 1차 냉각시 730℃ 미만의 온도로 냉각 종료한 경우로 인장강도가 목표치를 만족하지 못하였고, 비교예 5의 경우 합금성분 중 탄소 함량이 적은 경우로, 목표치를 만족하지 못하였다. 비교예 6의 경우 망간(Mn) 함량이 목표치를 초과한 경우이며, 비교예 7은 보론(B) 함량이 목표치를 미달한 경우로, 지연파괴평가에서 파단이 발생하였다. 비교예 8은망간(Mn) 함량이 부족한 경우로 항복강도와 인장강도가 목표치에 미달함을 알 수 있었다. 비교예 9의 경우 티타늄에 대한 니오븀 질량비(Nb/Ti)가 1.5을 초과하는 경우로, 굽힘가공성이 1.5을 초과하며 수소지연파괴 시험에서 파단됨을 알 수 있었다.
한편, 냉각속도 차이에 따른 상변태를 확인하기 위하여 제조예 2의 시편을 이용하여 900℃ 까지 승온하여 소둔 후 50℃/sec, 100℃/sec으로 연속 냉각 후의 미세조직을 하기 도 3에 나타내었다.
도 3(a)는 50℃/s의 냉각속도를 적용하여 2차 냉각한 냉연판재의 미세조직이고, 도 3(b)는 100℃/s의 냉각속도를 적용하여 2차 냉각한 냉연판재의 미세조직을 나타낸 사진이다. 상기 도 3을 참조하면, 본 발명의 2차 냉각 속도를 벗어난 도 3(a)의 냉연강판은 페라이트 및 베이나이트 영역이 관찰되었으나, 본 발명의 2차 냉각속도를 적용한 도 3(b)의 냉연강판은 마르텐사이트 단상 조직이 형성된 것을 알 수 있었다.
도 4(a)는 실시예 1의 냉연강판 미세조직이며, 도 4(b)는 비교예 3의 냉연강판 미세조직을 나타낸 것이다. 상기 도 4를 참조하면, 2차 냉각시 냉각구간(1)에서 80℃/s 이상으로 냉각 후, 냉각구간(2)에서 냉각속도 300℃/s로 냉각한 실시예 1의 미세조직은, 도 4(a)와 같이 평균 결정립 크기가 6㎛ 이하로 형성되어 템퍼드 마르텐사이트 조직내 탄화물의 관찰이 어렵지만, 냉각구간(2)에서 냉각속도 65℃/s로 냉각한 비교예 3의 경우, 미세조직은 도 4(b)와 같이 마르텐사이트 내 탄화물의 관찰이 쉬울 정도로 냉각 중 템퍼링이 발생한 것을 확인할 수 있다.
도 5(a)는 실시예 1의 수소지연파괴 시험시 100 시간 경과 후의 시편을 나타낸 것이며, 도 5(b)는 비교예 6의 수소지연파괴 시험시 100 시간 경과 후의 시편을 나타낸 사진이다. 상기 도 5를 참조하면, 본 발명의 실시예 1은 100 시간 경과 이후에도 시편이 파단되지 않아 수소지연파괴 저항성이 우수하였으나, 비교예 6의 경우 수소지연파괴 저항성이 열위하여 시편의 파단이 발생한 것을 알 수 있다.
이와 같이 본 발명의 냉각속도 조건을 적용시, 냉각 중 페라이트와 베이나이트의 변태를 억제하고, 마르텐사이트의 냉각 중 템퍼링까지 억제할 수 있고, 템퍼링하여 탄화물 확인이 불가능한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 확보할 수 있음을 알 수 있었다.
본 발명의 단순한 변형 내지 변경은 이 분야의 통상의 지식을 가진 자에 의하여 용이하게 실시될 수 있으며, 이러한 변형이나 변경은 모두 본 발명의 영역에 포함되는 것으로 볼 수 있다.

Claims (12)

  1. 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며,
    상기 미세조직의 평균 결정립 크기가 6㎛ 이하이고,
    90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고,
    상기 니오븀(Nb)에 대한 티타늄(Ti)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이며,
    ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  2. 삭제
  3. 제1항에 있어서,
    몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  5. 삭제
  6. 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계;
    상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계;
    상기 냉연판재를 Ae3 이상의 온도로 가열 및 유지하여 소둔 열처리하는 단계;
    상기 소둔 열처리된 냉연판재를 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 냉연판재를 템퍼링하는 단계;를 포함하는 냉연강판 제조방법이며,
    상기 냉각은, 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 3~15℃/s의 냉각속도로 730~820℃까지 1차 냉각하고; 그리고 상기 1차 냉각된 냉연판재를 80℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃의 온도까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지며,
    상기 제조된 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며,
    상기 미세조직의 평균 결정립 크기가 6㎛ 이하이고,
    90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고,
    상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이며,
    ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 열연판재는 상기 강 슬라브를 1180~1250℃로 재가열 하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 850~950℃로 열간 압연하여, 압연재를 제조하는 단계; 및
    상기 압연재를 냉각하고 권취온도: 450~650℃ 조건으로 권취하는 단계;를 포함하여 제조되는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 2차 냉각은,
    450℃ 내지 150℃까지에서의 냉각속도가 140℃/s 이상인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 템퍼링은 상기 냉연판재를 150~250℃까지 가열하고 50~500초 동안 유지하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  11. 제6항에 있어서,
    상기 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  12. 삭제
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023073410A1 (en) * 2021-10-29 2023-05-04 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2023190867A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 日本製鉄株式会社 鋼部材及び鋼板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20140068222A (ko) * 2011-09-30 2014-06-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 인장 강도 980㎫ 이상 갖는 도금 밀착성, 성형성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법
KR20170103905A (ko) * 2015-02-13 2017-09-13 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 항복비와 가공성이 우수한 초고강도 강판
KR20180126721A (ko) * 2017-05-18 2018-11-28 현대제철 주식회사 굽힘 가공성이 우수한 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법
JP6465256B1 (ja) * 2018-03-30 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 鋼板

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5463685B2 (ja) * 2009-02-25 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2540855B1 (en) * 2010-02-26 2020-12-16 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material, method for producing same, and base steel material for same
CN102337480B (zh) * 2010-07-15 2013-03-13 宝山钢铁股份有限公司 抗环境脆性及疲劳性能优良的超高强度钢板及其制造方法
JP6047037B2 (ja) * 2012-03-29 2016-12-21 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5584829B2 (ja) * 2012-03-30 2014-09-03 日新製鋼株式会社 Ｉｐｍモータのロータ鉄心用鋼板の製造方法
CN102876969B (zh) * 2012-07-31 2015-03-04 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
PL3080322T3 (pl) * 2013-12-11 2020-03-31 Arcelormittal Stal martenzytrowa z odpornością na opóźnione pękanie i sposób wytwarzania
CN104789866B (zh) * 2015-04-28 2017-03-08 宝山钢铁股份有限公司 630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板及其制造方法
WO2017168962A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2019003448A1 (ja) * 2017-06-30 2019-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
JP6801819B2 (ja) * 2018-12-21 2020-12-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびこれらの製造方法
CN110468341B (zh) * 2019-08-13 2020-09-25 南京钢铁股份有限公司 一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓及制造方法
WO2021085336A1 (ja) * 2019-10-31 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20140068222A (ko) * 2011-09-30 2014-06-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 인장 강도 980㎫ 이상 갖는 도금 밀착성, 성형성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법
KR20170103905A (ko) * 2015-02-13 2017-09-13 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 항복비와 가공성이 우수한 초고강도 강판
KR20180126721A (ko) * 2017-05-18 2018-11-28 현대제철 주식회사 굽힘 가공성이 우수한 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법
JP6465256B1 (ja) * 2018-03-30 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 鋼板

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