KR20000043791A - 내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판 및 그제조방법 - Google Patents

내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판 및 그제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20000043791A
KR20000043791A KR1019980060212A KR19980060212A KR20000043791A KR 20000043791 A KR20000043791 A KR 20000043791A KR 1019980060212 A KR1019980060212 A KR 1019980060212A KR 19980060212 A KR19980060212 A KR 19980060212A KR 20000043791 A KR20000043791 A KR 20000043791A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
less
temperature
manganese
steel sheet
Prior art date
Application number
KR1019980060212A
Other languages
English (en)
Other versions
KR100400864B1 (ko
Inventor
김성주
전재춘
Original Assignee
이구택
포항종합제철 주식회사
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 이구택, 포항종합제철 주식회사 filed Critical 이구택
Priority to KR10-1998-0060212A priority Critical patent/KR100400864B1/ko
Publication of KR20000043791A publication Critical patent/KR20000043791A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100400864B1 publication Critical patent/KR100400864B1/ko

Links

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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21D8/0236—Cold 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical 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 롤가공성이 우수하고, 가공후 충격에너지 흡수성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것으로, 중량%로 탄소 0.10∼0.20%, 질소 0.01%이하, 황 0.025%이하, 망간 1.5∼3.0%, 실리콘 0.2∼0.8%, 알루미늄 0.02∼0.06%, 인 0.03%이하, 니오븀 0.005∼0.03%를 첨가하되, (10×C + 2×Si + Mn + 100×Nb + 10×Mo)을 6이상이 되도록 하고, Mn/Si비를 4이상으로 하고, 기타 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 강과, 상기의 조성으로 이루어진 알루미늄 킬드강을 1050∼1300℃정도에서 균질화 처리하는 단계와; Ar3 변태점 직상인 850∼950℃에서 마무리 열간압연하는 단계와; 450∼700℃의 온도 범위에서 열연권취하는 단계와; 냉간압하율을 40∼80%로 압연하는 단계와; 750∼900℃ 온도 범위에서 연속소둔을 실시하는 단계와; 로 이루어진 내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판의 제조방법을 요지로 한다.
본 발명에 의하면, 저탄소 알루미늄 킬드강에 망간(Mn), 실리콘(Si), 니오븀(Nb) 등의 첨가량 및 첨가비를 적절하게 조정함으로써 높은 인장강도에도 불구하고 연신율이 높고 항복비가 높아 항복강도가 높기 때문에 롤 가공으로 제조되는 범퍼보강재의 소지강판으로 사용할 수 있는 효과를 가진다.

Description

내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명은 롤가공성이 우수하고, 가공후 충격에너지 흡수성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저탄소 알루미늄 킬드강에 망간, 실리콘, 니오븀등의 첨가량 및 첨가비를 적절하게 조절하여 페라이트상 내부에 베이나이트상과 미세한 탄화물을 석출시켜 연신율이 높아 가공성이 우수할 뿐만아니라, 인장강도와 항복강도가 높기 때문에 범퍼보강재와 같이 내충격성이 높은 재료를 필요로 하는 자동차용 부품으로 사용할 수 있는 내충격성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래의 고강도 냉연강판은 저탄소 알루미늄킬드강에 고용강화원소인 망간), 인등을 첨가하여 이들 치환형원소의 단순한 고용강화 효과를 이용하여 강도를 향상시켜 왔다. 그러나 이와 같은 강은 인장강도 60Kg/mm2이 상한이었으며, 저탄소 알루미늄킬드강에 강화능이 큰 원소인 망간, 크롬, 몰리브덴등을 첨가하고 연속소둔공정의 급냉영역에서 냉각속도를 빠르게 하여 마르텐사이트(Martenside)와 페라이트(Ferrite)가 동시에 존재하는 복합조직강을 제조하고 있다. 그러나 이 방법의 경우 제조된 강의 항복비가 낮아 높은 인장강도에 비해 항복강도가 낮은 단점이 있기 때문에 롤가공으로 가공되는 범퍼보강재용으로 적용되기 어려웠다. 그리고 연속소둔공정의 급냉영역에서 냉각속도를 매우 높게 해야 마르텐사이트가 생성되기 때문에 연속소둔설비에 부가적인 냉각설비가 필요하게 되어 제조원가를 상승시키는 단점이 있었다. 또한 연속소둔공정의 과시효 공정에서 과시효 처리를 실시하여야 하기 때문에 급냉에서 형성된 마르텐사이트가 분해되어 통상적인 연속소둔공정에서는 복합조직강을 제조하기가 어렵다. 즉, 통상 450∼400℃에서 실시하는 과시효처리에서는 대부분의 마르텐사이트가 분해되기 때문에 기존의 성분계로는 높은 인장강도를 확보하기가 어려운 단점이 있다. 그리고 저탄소 알루미늄킬드강에 Ti를 다량 첨가한 석출경화형 고장력강이 있으나 연신용이 낮기 때문에 가공용으로 사용하기 어려운 단점이 있다.
본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 연신율이 높고, 항복강도가 높은 가공성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판과 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 상기 목적을 달성하기 위하여, 중량%로 탄소 0.10∼0.20%, 질소 0.01%이하, 황 0.025%이하, 망간 1.5∼3.0%, 실리콘 0.2∼0.8%, 알루미늄 0.02∼0.06%, 인 0.03%이하, 니오븀 0.005∼0.03%를 첨가하되, (10×C + 2×Si + Mn + 100×Nb + 10×Mo)을 6이상이 되도록 하고, Mn/Si비를 4이상으로 하고, 기타 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판을 제공하는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명은 상기의 조성으로 이루어진 알루미늄 킬드강을 1050∼1300℃정도에서 균질화 처리하는 단계와; Ar3 변태점 직상인 850∼950℃에서 마무리 열간압연하는 단계와; 450∼700℃의 온도 범위에서 열연권취하는 단계와; 냉간압하율을 40∼80%로 압연하는 단계와; 750∼900℃ 온도 범위에서 연속소둔을 실시하는 단계와; 로 이루어진 내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명을 더욱 상세히 설명하기로 한다.
본 발명법은 망간 및 실리콘, 니오븀의 첨가량 및 첨가비를 적절하게 조절함으로써 기존의 연속소둔설비의 소둔사이클을 이용하여 연신율이 높고, 항복강도가 높은 내충격성이 우수한 냉연강판을 제조할 수 있는 방법으로, 본 발명은 저탄소알루미늄킬드강을 이용하여 연신율이 높고, 항복강도가 높기 때문에 범퍼보강재와 같이 내충격흡수성을 필요로 하는 자동차 부품용 고강도 냉연강판의 제조법에 관한 것으로서, 그 제조방법은 화학성분에 있어서 중량비로 탄소 0.10∼0.20%, 질소 0.01%이하, 황 0.025%이하, 망간 1.5∼3.0%, 실리콘 0.2∼0.8%, 알루미늄 0.02∼0.06%, 인 0.03%이하, 니오븀 0.005∼0.03%를 첨가하되, (10×C + 2×Si + Mn + 100×Nb + 10×Mo)을 6이상이 되도록 하고, Mn/Si비를 4이상으로 하고, 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 알루미늄 킬드강을 1050∼1300℃정도에서 균질화 처리후 마무리 열간압연온도를 Ar3 변태점 직상인 850∼950℃로 하며 열연권취는 450∼700℃의 온도 범위에서 실시한 후 냉간압하율을 40∼80%로 압연을 실시하고, 소둔은 750∼900℃ 범위에서 연속소둔을 실시하는 것으로 구성되어 있다. 이 때 연속소둔의 서냉영역에서의 냉각속도는 -10℃/sec이하를 유지하여야 하며, 급냉시작온도는 600℃이상에서 실시하여야 한다. 급냉영역의 냉각속도는 통상의 급냉속도로 실시하되 -10℃/sec 이상은 유지하여야 한다. 연속소둔 과시효 처리는 500∼350℃에서 실시되어야 한다.
이하에서는 본 발명강의 조성범위 한정이유에 대하여 설명한다.
탄소(C)는 고용강화 효과가 크기 때문에 탄소의 양이 0.10중량%(이하 %라고 함)이하가 되면 고용강화효과가 적고, 소둔공정에서 오스테나이트상에 탄소의 양이 충분히 농화되지 않기 때문에 페라이트상내에 존재하는 제2상의 강도가 낮기 때문에 인장강도 80kgf/mm2이상 확보가 어렵다. 따라서 충분한 인장강도를 확보하기 위해서 탄소의 첨가량은 0.10%이상으로 제한하였다. 그리고 탄소의 양이 0.20%이상이 되면 인장강도는 증가하지만 연신율이 크게 감소한다. 그리고, 탄소함량이 증가함에 따라 탄소당량이 증가하기 때문에 용접성이 약화된다. 따라서 탄소의 상한 첨가량을 0.20%로 제한하였다.
질소는 탄소와 마찬가지로 고용강화효과가 큰 원소이기 때문에 그 양이 증가될수록 강도는 증가하지만, 그에 따른 연신율의 감소효과가 매우 크기 때문에 탄소의 상한 첨가량을 0.010%로 제한하였다.
망간은 1.5%이하로 첨가시에는 인장강도의 확보가 어렵다. 망간은 고용강화효과가 비교적 큰 원소로 알려져 있기 때문에 인강강도를 확보하기 위해서도 망간의 첨가량은 1.5%이상이 필요하다. 그러나 망간의 첨가량이 3.0%이상이 되면 망간의 고용강화 효과에 의해서 강도는 증가하지만 연신율이 감소하여 가공성이 열화되는 단점이 있고 다량의 망간의 첨가는 제조원가의 큰 상승을 의미하므로 고망간 고강도강은 상업적으로 사용되기 어렵다. 그리고 망간의 증가는 탄소당량을 증가시키므로 용접성을 약화시키는 작용도 한다. 따라서 망간이 첨가범위를 1.5∼3.0%로 제한하였다.
일반적으로 황은 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소이므로, 그 첨가 범위를 0.025%이하로 제한하였다.
실리콘은 고용강화 효과가 큰 원소이기 때문에 충분한 인장강도 확보를 위해서는 0.02%이상 첨가하여야 한다. 그러나, 다량 첨가된 경우 연신율이 감소하여 가공성을 악화시키는 단점이 있고, 또한 0.8%이상 첨가되면 마르텐사이트가 형성되기 때문에 항복강도가 낮아지는 복합조직강 특성을 보여준다. 그리고 0.8%이상 첨가되면 플래시버트 용접성을 크게 악화시키기 때문에 그 상한첨가량을 0.85%로 제한하였다. 플래시버트 용접성은 Mn/Si의 비에 다라 영향을 크게 받는데 Mn/Si비가 4이하가 되면 플래시버트 용접성이 크게 악화되기 때문에 Mn/Si 비의 하함율 4로 하였다.
고강도강에서 인은 고용강화원소로 종종 첨가되지만 인이 다량 첨가될 경우 굽힘가공성이 열화되기 때문에 인의 상한 첨가량은 0.03%로 제한하였다.
알루미늄은 강중에 탈산을 위하여 첨가되는데 알루미늄의 첨가량이 0.02%이하가 되면 강중에 산소가 존재하여 제강시 망간, 실리콘 등 산화를 형성 원소가 첨가될 경우 망간산화물, 실리콘 산화물 등을 형성하기 때문에 망간, 실리콘 등의 성분 제어가 힘들게 된다. 그리고 알루미늄의 양이 0.06%이상이 되면 알루미늄의 양이 필요이상으로 첨가되어 제조원가가 상승하고 강판의 표면결함을 다량 발생시키므로 알루미늄의 상한첨가량을 0.06%로 제한하였다.
알루미늄은 강중에 탈산을 위하여 첨가되는데 알루미늄의 첨가량이 0.02%이하가 되면 강중에 산소가 존재하여 제강시 망간, 실리콘 등 산화를 형성 원소가 첨가될 경우 망간산화물, 실리콘 산화물 등을 형성하기 때문에 망간, 실리콘 등의 성분제어가 힘들게 된다. 그리고 알루미늄의 양이 0.06%이상이 되면 알루미늄의 양이 필요이상으로 첨가되어 제조원가가 상승하고 강판의 표면결함을 다량 발생시키므로 알루미늄의 상한 청가량을 0.06%로 제한하였다.
니오븀은 강중에 미량 첨가됨으로써 미세한 석출물을 형성하여 인장강도를 상승시키는 효과가 있다. 미량으로 첨가된 강중의 일부 탄소를 고착함으로써 페라이트내의 탄소농도를 감소시킴으로써 연성을 향상시키는 효과가 있다. 따라서, 니오븀의 하한 첨가량은 0.05%로 제한하였다. 그러나, 니오븀을 다량 첨가할 경우 니오븀 카바이드(NbC)와 같은 탄화물이 다량 석출되어 재결정온도를 상승시키기 때문에 소둔시 불완전 소둔이 될 가능성이 높아 강의 연성을 저하시킨다. 따라서 니오븀의 상한첨가량을 0.03%로 제한하였다.
(10×C + 2×Si + Mn + 100×Nb + 10×Mo)를 6이상이 되도록 하는 것은 통상적인 소둔조건하에 충분한 인장강도 및 항복강도를 확보하기 위해서는 충분한 양의 합금원소가 첨가되어야 하기 때문이다. 그리고, 통상적인 소둔조건하에서 과시효 온도가 350℃이상 유지되어야 하는데, 이는 급냉과정에서 형성된 마르텐사이트가 분해되기 때문에 충분한 합금원소를 함유하고 있어야 항복강도 및 인장강도의 확보가 가능하다.
본 발명에 따르면, 상기 조성으로 용해된 강을 1050∼1300℃정도에서 균질화처리를 실시한다. 균질화 처리가 끝난 시편은 Ar3 온도 직상인 850∼950℃에서 마무리 열간압연을 실시하고 450∼700℃에서 권취하므로써 미세한 석출물이 분포된 열연판 조직을 얻을 수 있도록 한다. 열연권취온도를 700℃이하로 하여 열연판에 석출되는 탄화물의 크기를 미세화하여 소둔공정에서 쉽게 분해될 수 있도록 한다. 즉, 탄화물이 미세한 경우 소둔 공정에서 쉽게 용해되어 탄소가 오스테나이트로 농화되어 상온에서의 제2상의 강도를 높여 인장강도를 증가시키는 역할을 하고, 페라이트상의 청정화가 일어나므로 연신율이 증가하는 효과가 있다. 열연권취온도가 700℃이상이 되면 강중에 조대한 퍼얼라이트가 형성되어 소둔시에 분해되기 어렵기 때문에 오스테아니트로의 탄소농화가 어려워진다. 따라서 페라이트의 청정화가 이루어지지 않아 연신율이 낮기 때문에 냉연강판에서의 가공성이 크게 열화된다. 따라서 권취온도의 상한값은 700℃로 제한하였다. 그리고 권취온도가 450℃이하가 되면 마무리 압연후 급냉을 실시하여야 하기 때문에 열연판의 형상이 불량하여 열간압연후 권취를 어렵게 하기 때문에 그 하한 온도를 450℃로 제한하였다. 압하율이 재질에 미치는 영향은 크기 않지만 압하율이 충분하지 않으면 충분한 강도 확보가 어렵기 때문에 압하율의 하한을 40%로 하였고, 압하율이 증가하면 결정립이 미세해지고 강도는 증가하지만, 고강도강의 경우 압하율이 80%이상이 되면 냉간압연시 압연기의 부하가 크게 걸리기 때문에 압하율 상한을 80%로 설정하였다.
냉간압연이 끝나면 소둔을 실시하는데, 이 때 소둔온도 750∼900℃ 범위에서 연속소둔을 실시한다. 연속소둔은 이상영역에서 실시하여 페라이트내의 고용탄소를 오스테아니트로 방출하여 오스테나이트의 탄소 및 망간의 양을 증가시켜 급냉후 존재하는 제2상의 양을 증가시키기 위하여 그 하한온도와 상한온도를 각 각 750℃, 900℃로 제한하였다.
소둔온도에서 균열을 함으로써, 페라이트를 청정화하고 오스테나이트의 탄소와 망간을 농화시킨다. 이 때 오스테아니트의 탄소의 양을 더욱 농화시키기 위해서는 2상영역에서 균열가공후 서냉공정이 필요하다. 균열시 형성된 일부의 오스테나이트가 초석페라이트로 변태하면서 오스테나이트의 탄소의 양을 더욱 증가시키기 때문이다. 이 때 서냉은 600℃이상의 온도에서 실시하여야 하는데, 서냉종점온도가 600℃이하가 되면 다량의 오스테나이트가 페라이트로 변태하고, 일부는 퍼얼라이트 변태가 일어나기 때문에 급냉후 잔류되는 오스테나이트의 양이 감소되어 강도가 가소하고 연신율이 감소하기 때문에 서냉중점온도의 하한을 600℃로 설정하였다. 그리고 서냉영역에서 냉각속도는 오스테나이트가 퍼얼라이트로 변태하지 않을 정도로 가능한 낮게 하여 페라이트내의 탄소를 오스테나이트로 방출시켜야 한다. 냉각속도가 너무 빠르면 오스테나이트가 페라이트로 충분히 변태되지 않기 때문에 페라이트의 청정화가 어렵고, 오스테나이트의 탄소농화가 충분히 이루어지지 않기 때문에 그 상한 속도를 -10℃/sec로 제한하였다. 급냉영역의 냉각속도는 통상의 급냉각속도로 실시하되, -10℃/sec이상은 유지하여야 한다. 이것은 서냉후 잔류한 오스테나이트를 과시효공정까지 그대로 잔류시키기 위해서이다. 급냉종점온도는 강의마르텐사이트 변태시작온도(Ms)이상에서 반드시 유지하여야 한다. 급냉종점온도가 마르테사이트 변태온도 이하가 되면 대부분의 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하기 때문에 연신율이 크게 감소하는 단점이 있고, 마르텐사이트 형성에 따른 가동전위의 발생으로 냉연강판의 항복강도를 급격히 감소시키기 때문에 급냉종점온도는 마르텐사이트변태시온도인 Ms 이상 또는 400℃이상 유지하여야 한다.
발명강의 제조에 있어서 과시효는 연신율을 향상시키는데 중요한 역할을 한다. 과시효공정에서는 급냉후 잔류된 오스테나이트의 일부가 베이나이트로 변태하면서 오스테나이트에 더욱 탄소를 농화시키는 역할을 하기 때문이다. 따라서 강의 통상 베이나이트 변태온도 구간인 500∼350℃사이에서 과시효가 실시되어져야 한다.
이하에 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
표 1은 본 발명강과 비교강의 화학성분을 나타낸 것으로, 용해된 강의 강괴를 1250℃ 가열로에서 한시간 유지후 열간압연을 실시하였다. 이 때 열간압연 마무리 오도는 900℃, 권취온도는 620℃로 하였으며, 냉간압하율을 48%로 하여 냉간압연한후 소둔온도를 800, 830, 860℃로 하여 연속소둔을 실시하였다. 연속소둔시 급냉때의 냉각속도는 -30℃/sec로 하였다. 연속소둔이 끝난 시편은 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하였다.
표 2는 본 발명강과 비교강의 소둔온도에 따른 기계적 성질의 변화를 나타낸 것이다. 본 발명강인 시료번호 1∼3강은 항복강도 50kgf/mm2이상, 인장강도 80kgf/mm2이상, 항복비(항복강도/인장강도) 0.67이상, 연신율 20%이상으로 고항복비형 고강도이면서도 가공성이 우수한 특성을 보여주고 있다.
그러나, 비교강인 시료번호 4강의 경우 니오븀이 첨가되지 않아 소둔공정에서 탄화물이 석출되지 않았기 때문에 충분한 인장강도의 확보가 어렵다.
시료번호 5강과 6강의 경우, 실리콘과 몰리브덴이 첨가되어 복합조직강의 특성이 나타나 항복강도가 감소하여 범퍼보강재용 소재로는 적합하지 않다. 그리고 실리콘의 첨가량이 높고, Mn/Si가 높기 때문에 플래시버트 용접성이 나쁘기 때문에 현장생산시 압연라인에서 판파단의 가능성이 매우 높은 단점이 있다.
시료번호 7강은 티타늄의 석출물에 의한 강화가 일어나는 석출경화형 고장력강이다. 망간의 첨가량이 충분하지 않아 인장강도가 높지않고, 연신율이 낮기 때문에 가공용으로 적용하기 어려운 단점이 있다.
강번 화학성분(wt.%) 비고
G Si Mn P S sol.Al N Nb Ti Mo Mn/Si Comp*
1 0.14 0.48 2.42 0.01 0.011 0.050 0.003 0.02 - - 5.0 6.8 발명강
2 0.14 0.44 2.18 0.011 0.011 0.045 0.002 0.025 - - 4.9 7.0 발명강
3 0.13 0.51 2.48 0.015 0.013 0.040 0.002 0.014 - - 4.86 6.2 발명강
4 0.15 0.30 2.30 0.011 0.014 0.044 0.002 - - - 7.7 4.4 비교강
5 0.14 0.98 2.12 0.016 0.012 0.046 0.003 - - 0.10 2.2 6.5 비교강
6 0.15 1.09 2.38 0.012 0.008 0.050 0.004 - - - 2.2 6.1 비교강
7 0.13 0.5 2.0 0.012 0.012 0.059 0.004 - 0.05 - 4.0 9.3 비교강
Comp* = 10×C+2×Si+Mn+100×Nb+10×Mo
강번 소둔온도(℃) 기계적 성질 비고
항복강도kgf/mm2 인장강도kgf/mm2 연신율% 항복비(항복강도/인장강도)
1 800 57.8 84.3 20.8 0.69 발명강
830 55.5 82.9 23.2 0.67
860 55.3 82.5 24.2 0.67
2 800 57.6 84.5 20.0 0.68 발명강
830 56.0 83.1 22.0 0.67
860 56.4 83.0 23.4 0.68
3 800 55.3 82.1 23.1 0.67 발명강
830 54.2 81.8 24.1 0.66
860 54.2 80.9 23.9 0.67
4 800 54.2 71.8 18.8 0.75 비교강
830 54.1 70.3 19.2 0.77
860 53.8 69.2 20.1 0.78
5 800 40.5 80.7 23.5 0.50 비교강
830 39.6 79.1 25.1 0.50
860 45.0 78.8 24.2 0.57
6 800 40.9 86.9 22.1 0.47 비교강
830 44.0 83.4 22.9 0.53
860 45.0 84.3 21.1 0.53
7 800 52.0 74.4 16.3 0.70 비교강
830 48.2 74.0 17.5 0.65
860 48.1 74.1 18.0 0.65
* 열연조건 - 슬라브재 가열온도:1250℃
열간압연 마무리 온도:900℃
* 냉연조건 - 냉간압하율: 48%
* 소둔조건 - 소둔시간:60초, 급냉속도:-30℃/sec
상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 저탄소 알루미늄 킬드강에 망간(Mn), 실리콘(Si), 니오븀(Nb) 등의 첨가량 및 첨가비를 적절하게 조정함으로써 높은 인장강도에도 불구하고 연신율이 높고 항복비가 높아 항복강도가 높기 때문에 롤 가공으로 제조되는 범퍼보강재의 소지강판으로 사용할 수 있는 효과를 가진다.

Claims (4)

  1. 중량%로 탄소 0.10∼0.20%, 질소 0.01%이하, 황 0.025%이하, 망간 1.5∼3.0%, 실리콘 0.2∼0.8%, 알루미늄 0.02∼0.06%, 인 0.03%이하, 니오븀 0.005∼0.03%를 첨가하되, (10×C + 2×Si + Mn + 100×Nb + 10×Mo)을 6이상이 되도록 하고, Mn/Si비를 4이상으로 하고, 기타 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 것을 특징으로 하는 내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판.
  2. 중량%로 탄소 0.10∼0.20%, 질소 0.01%이하, 황 0.025%이하, 망간 1.5∼3.0%, 실리콘 0.2∼0.8%, 알루미늄 0.02∼0.06%, 인 0.03%이하, 니오븀 0.005∼0.03%를 첨가하되, (10×C + 2×Si + Mn + 100×Nb + 10×Mo)을 6이상이 되도록 하고, Mn/Si비를 4이상으로 하고, 기타 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 알루미늄 킬드강을 1050∼1300℃정도에서 균질화 처리하는 단계와; Ar3 변태점 직상인 850∼950℃에서 마무리 열간압연하는 단계와; 450∼700℃의 온도 범위에서 열연권취하는 단계와; 냉간압하율을 40∼80%로 압연하는 단계와; 750∼900℃ 온도 범위에서 연속소둔을 실시하는 단계와; 로 이루어진 것을 특징으로 하는 내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판의 제조방법.
  3. 제2항에 있어서, 상기 연속소둔의 서냉영역에서의 냉각속도는 -10℃/sec이하를 유지하고, 급냉시작온도는 600℃이상에서 실시하며, 급냉영역의 냉각속도는 통상의 급냉속도로 실시하되 -10℃/sec 이상을 유지하는 것을 특징으로 하는 내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판의 제조방법.
  4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 상기 연속소둔 과시효 처리는 500∼350℃의 온도 범위에서 실시되는 것을 특징으로 하는 내충격성이 우수한 자동차용 냉연강판의 제조방법.
KR10-1998-0060212A 1998-12-29 1998-12-29 내충격성이우수한자동차용냉연강판및그제조방법 KR100400864B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-1998-0060212A KR100400864B1 (ko) 1998-12-29 1998-12-29 내충격성이우수한자동차용냉연강판및그제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-1998-0060212A KR100400864B1 (ko) 1998-12-29 1998-12-29 내충격성이우수한자동차용냉연강판및그제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20000043791A true KR20000043791A (ko) 2000-07-15
KR100400864B1 KR100400864B1 (ko) 2003-12-24

Family

ID=19567047

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR10-1998-0060212A KR100400864B1 (ko) 1998-12-29 1998-12-29 내충격성이우수한자동차용냉연강판및그제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR100400864B1 (ko)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100530068B1 (ko) * 2001-12-17 2005-11-22 주식회사 포스코 열처리특성이 우수한 자동차 보강재용 냉연강판과 그제조방법
KR100554754B1 (ko) * 2001-12-27 2006-02-24 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 제조방법
KR100573587B1 (ko) * 2003-12-23 2006-04-24 주식회사 포스코 굽힘가공성이 우수한 초고강도의 제조방법
KR100946066B1 (ko) * 2002-12-26 2010-03-10 주식회사 포스코 자동차 범퍼 보강재용 초고강도 냉연강판 제조방법
KR20160077595A (ko) 2014-12-23 2016-07-04 주식회사 포스코 딜레미네이션 저항성 및 충돌특성이 우수한 고항복비형 냉연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0734923B2 (ja) * 1985-05-31 1995-04-19 川崎製鉄株式会社 幅方向に均一なｂｈ性を有する冷延鋼板の製造方法
JPH0756055B2 (ja) * 1989-11-29 1995-06-14 新日本製鐵株式会社 加工性の極めて優れた冷延鋼板の高効率な製造方法
JP2766693B2 (ja) * 1989-12-29 1998-06-18 株式会社神戸製鋼所 異方性の小さい高延性高強度冷延鋼板の製造方法
JPH04141524A (ja) * 1990-10-01 1992-05-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた熱処理硬化型高張力鋼板の製法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100530068B1 (ko) * 2001-12-17 2005-11-22 주식회사 포스코 열처리특성이 우수한 자동차 보강재용 냉연강판과 그제조방법
KR100554754B1 (ko) * 2001-12-27 2006-02-24 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 제조방법
KR100946066B1 (ko) * 2002-12-26 2010-03-10 주식회사 포스코 자동차 범퍼 보강재용 초고강도 냉연강판 제조방법
KR100573587B1 (ko) * 2003-12-23 2006-04-24 주식회사 포스코 굽힘가공성이 우수한 초고강도의 제조방법
KR20160077595A (ko) 2014-12-23 2016-07-04 주식회사 포스코 딜레미네이션 저항성 및 충돌특성이 우수한 고항복비형 냉연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR100400864B1 (ko) 2003-12-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11111553B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing the same
KR101222724B1 (ko) 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조방법에 의해 제조된 시트
KR102470965B1 (ko) 우수한 인성, 연성 및 강도를 갖는 강 시트 및 이의 제조 방법
JP2021504576A (ja) 衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP4530606B2 (ja) スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
JP3233743B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
RU2742998C1 (ru) Сверхпрочная многофазная сталь и способ изготовления стальной полосы из этой многофазной стали
JP2001081533A (ja) 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP4457681B2 (ja) 高加工性超高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN115698365A (zh) 经热处理的冷轧钢板及其制造方法
JP2001226741A (ja) 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR100400864B1 (ko) 내충격성이우수한자동차용냉연강판및그제조방법
KR100276308B1 (ko) 가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 제조방법
KR100946066B1 (ko) 자동차 범퍼 보강재용 초고강도 냉연강판 제조방법
KR20000043762A (ko) 연성이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법
KR20150001469A (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR100400866B1 (ko) 산세성및내구멍부식성이우수한고가공용고강도냉연강판및그제조방법
KR960005237B1 (ko) 연성이 우수한 초고강도 냉연강판 제조방법
KR100530068B1 (ko) 열처리특성이 우수한 자동차 보강재용 냉연강판과 그제조방법
KR970009089B1 (ko) 잔류오스테나이트를 다량 함유한 고연성 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR100368731B1 (ko) 신장 가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법
KR20190077193A (ko) 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
KR100368241B1 (ko) 플랜지 가공성이 우수한 열연변태유기 소성강 제조방법
JPH09263838A (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
KR19980044921A (ko) 프레스 가공성이 우수한 저합금 복합조직형 고강도 냉연강판의 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: 20120831

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130917

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140918

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150916

Year of fee payment: 13

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160908

Year of fee payment: 14

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170925

Year of fee payment: 15

LAPS Lapse due to unpaid annual fee