KR20030055524A - 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법 - Google Patents

성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20030055524A
KR20030055524A KR1020010085539A KR20010085539A KR20030055524A KR 20030055524 A KR20030055524 A KR 20030055524A KR 1020010085539 A KR1020010085539 A KR 1020010085539A KR 20010085539 A KR20010085539 A KR 20010085539A KR 20030055524 A KR20030055524 A KR 20030055524A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
cold rolled
temperature
austenite
Prior art date
Application number
KR1020010085539A
Other languages
English (en)
Other versions
KR100554753B1 (ko
Inventor
백승철
배춘선
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 KR1020010085539A priority Critical patent/KR100554753B1/ko
Priority to EP02741471A priority patent/EP1458896A4/en
Priority to PCT/KR2002/001167 priority patent/WO2003056041A1/en
Priority to JP2003556557A priority patent/JP3895728B2/ja
Priority to US10/481,354 priority patent/US20040238083A1/en
Publication of KR20030055524A publication Critical patent/KR20030055524A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100554753B1 publication Critical patent/KR100554753B1/ko

Links

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
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C22C38/04—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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment

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 자동차용 구조용 부품으로 사용되었을 때 쉽게 성형이 되면서 자동차의 충돌시 에너지 흡수성이 우수하여 자동차의 안정성을 향상시킬 수 있는 인장강도 70~90kgf/mm2급 고강도 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.15~0.25 %, Si: 0.5~1.2%, Mn: 1.0~2.0 %, P: 0.25 % 이하, S: 0.020%이하, Al: 0.015 ~ 0.050%, N: 0.008 ~0.026%, 상기 Si와 P가 다음의 관계, 1.5 ≤ Si[%] + 50/8 P[%] ≤2.0를 만족하고 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 조성되는 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과,
이 냉연강판을 아래 관계식 2의 범위의 온도에서 50sec이상 연속소둔하는 단계,
[관계식 2]
563 + 651 C[%] + 42 Si[%] + 18 Mn[%] < 소둔온도 [℃] ≤ 850℃
상기 연속소둔하고 20~100℃/sec 냉각속도로 오스템퍼링 개시온도 400~450℃ 까지 급랭한 후 350~400℃까지 200~500sec 동안에 냉각하는 오스템퍼링하는 단계를 포함하여 이루어지는 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것을 그 기술요지로 한다.

Description

성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법{High strength cold rolled steel sheet with superior formability and weldability and method for manufacturing thereof}
본 발명은 자동차용 구조용 부품으로 사용되었을 때 쉽게 성형이 되면서 자동차의 충돌시 에너지 흡수성이 우수하여 자동차의 안정성을 향상시킬 수 있는 인장강도 70~90kgf/mm2급 고강도 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 들어 환경이 사회적으로 중요한 문제로 부각되면서 세계적으로 자동차 배기가스 및 연비의 규제가 강화되고 있다. 또한 충돌 안정성에 대한 규제도 계속 강화되고 있으므로 이에 대응하여 세계 각국의 자동차 제조사는 가벼우면서 충돌 안전성이 우수한 자동차를 개발하고 있다. 또한 자동차의 증가와 함께 자동차 사고의 빈도가 높아지면서 승객의 안전이 강조되고 있다. 자동차를 가볍게 만들면서 충돌 안전성을 향상시키기 위하여는 강도가 높은 재료를 사용하여 자동차를 제조하여야 한다.
자동차 충돌 안정성에 대한 규제가 강화되면서 기존의 정면충돌, 측면충돌의 평가와 함께 기존 정면충돌 대비 엄격한 기준인 오프세트 충돌 평가시험을 추가되었다. 자동차 안정성에 있어서 범퍼의 에너지 흡수성이 중요하며 범퍼의 에너지 흡수성을 높이기 위하여 자동차 부품 재료의 강도를 증가시키고 있다.
종래의 고강도 냉연강판의 제조기술은 [1]가공경화강, [2]복합조직강, [3]가공유기변태강으로 구분할 수 있다.
[1] 가공경화강
냉간압연에 의한 가공경화를 이용하는 방법으로 냉간압연 후 회복소둔을 실시하여 미재결정조직으로 강도를 증가시키므로 첨가 합금의 양이 적고 용접성이 우수하다는 장점이 있다. 그러나 연신율이 낮으므로 성형성이 나쁘다.
[2]복합조직강
냉간압연 후 소둔온도를 A1변태점 이상으로 가열하여 오스테나이트를 형성한 후급랭하여 오스테나이트를 마르텐사이트나 베이나이트로 변태시켜서 재료의 강도를 증가시키는 복합조직강이 있다. 이러한 강은 열처리 공정에서 냉각속도가 빨라야 하므로 제조가 어렵고 연신율이 낮은 단점이 있다.
[3]가공유기변태강
잔류 오스테나이트를 강중에 존재시켜 연신율을 증가시키는 가공유기변태강이 있다. 성형 중에 잔류 오스테나이트가 높은 강도의 마르텐사이트로 변태하면서 가공경화속도가 빨라져서 연신율이 증가하는 것이다. 가공유기변태강에 잔류 오스테나이트를 포함한 강으로 기본 첨가원소는 C, Si, 및 Mn으로 알려져 있다. C은 마르텐사이트의 변태온도를 감소시켜 오스테나이트를 안정하게 하고 Si은 탄화물의 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트 내의 고용 C 함량을 증가시키는 역할을 한다. Mn은 C과 함께 마르텐사이트 변태 온도를 하향하고 강도를 증가시키는 역할을 한다.
가공유기변태강을 자동차의 구조부품으로 적용하여 경량화하기 위해서는 단순 C-Si-Mn 계의 가공유기변태강 보다 성형성이 증가되어야 한다. 더욱이 자동차의 형상이 복잡하여 지면서 기존의 성형성 강은 많은 수의 자동차 부품에 적용되지 못하고 있다. 이러한 문제점을 해결하기 위하여는 성형성이 향상된 가공유기변태강이 제조되어야 한다. 성형성과 함께 향상되어야 할 성질이 용접성이다. 기존의 가공유기변태강에서는 탄화물의 형성을 억제하고 잔류 오스테나이트의 분율을 증가시켜 성형성을 형성시키기 위하여 Si이 1.5%이상 함유되어 있다. Si 함량이 높으면 용접성이 열화되어 강판의 생산 시 강판과 강판을 용접하는 과정에서 불량의 발생률이 높을뿐 아니라 이러한 강판으로 자동차 부품을 제작하고 점용접으로 부품을 제작할 경우 용접 불량이 생긴다.
본 발명은 종래의 가공유기변태강의 특성을 개선하기 위하여 안출된 것으로서, 성형성이 우수하며 강도가 높기 때문에 자동차 구조용 부품으로 사용되었을 때 부품 재료의 두께를 감소시켜 자동차를 경량화 시키며 자동차의 충돌시 에너지 흡수성이 우수하여 자동차의 안정성을 향상시킬 수 있는 성형성과 동시에 용접성도 우수한 인장강도 70~90kgf/mm2급 냉연강판을 제공하는데, 그 목적이 있다.
도 1은 C-1.5Mn-1.5Si 강과 C-1.5Mn-1.0Si-0.08P강의 상태도가 동일함을 보여주는 그래프
도 2는 AlN의 석출물이 오스테나이트 성장을 억제하는 것을 보여주는 미세조직사진
도 3은 각 C, Si, Mn 함량을 함유한 강의 소둔온도에 따른 오스테나이트 분율을 비교한 그래프
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 냉연강판은, 중량%로, C: 0.15~0.25 %, Si: 0.5~1.2%, Mn: 1.0~2.0 %, P: 0.25 % 이하, S: 0.020%이하, Al: 0.015 ~ 0.050%, N: 0.008 ~0.026%, 상기 Si와 P가 다음의 관계, 1.5 ≤ Si[%] + 50/8 P[%] ≤2.0를 만족하고 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 조성된다.
또한, 본 발명의 냉연강판 제조방법은,
상기와 같이 조성되는 냉연강판을 아래 관계식 2의 범위의 온도에서 50sec이상 연속소둔하는 단계,
[관계식 2]
563 + 651 C[%] + 42 Si[%] + 18 Mn[%] < 소둔온도 [℃] ≤ 850℃
상기 연속소둔하고 20~100℃/s 냉각속도로 오스템퍼링 개시온도 400~450℃ 까지 급랭한 후 350~400℃까지 200~500s 동안에 냉각하는 오스템퍼링하는 단계를 포함하여 구성된다.
이하 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 강에 적정한 함량의 C, Si, P, Mn을 첨가하여 적정한 양의 잔류오스테나이트를 형성함으로 높은 연신율을 유지하면서 적정한 양의 Al과 N의 첨가로 AlN을 석출시켜서 결정립을 미세화하여 강도를 증가시켜 우수한 성형성 및 용접성을 갖는 자동차 구조용 부품에 적합한 고강도 냉연강판을 연속소둔법으로 제조하는데 특징이 있다. 이러한 본 발명을 강조성범위와 그 제조조건으로 구분하여 설명한다.
[강 조성범위]
·C:0.15~0.25%
C은 마르텐사이트 변태온도를 낮추어 오스테나이트를 안정하여 상온에서 잔류오스테나이트가 형성되어 연신율을 증가시키는 성분으로, 0.1%이상 첨가되어야 안정한 잔류오스테나이트를 얻을 수 있으나, 0.25% 초과의 경우에는 용접성이 열화되어 냉연강판 제조시 강판의 용접 및 자동차 부품의 용접 공정에 불리하다.
·Si:0.5~1.2%
Si은 오스템퍼링 과정에서 탄화물 형성을 억제하는 역할을 한다. Si에 의해 탄화물 형성이 억제되면 고용 C의 양이 증가되어 많은 고용 C이 잔류 오스테나이트로 확산되므로 잔류 오스테나이트가 안정화된다. 반면 Si은 용접성을 급격히 감소시키므로 냉연공정중 용접과 자동차 부품으로 성형후의 용접을 원활하게 하기 위하여 Si의 함량이 적은 게 좋다. 즉, 우수한 성형성을 위하여 적정한 분율의 잔류 오스테나이트를 만들기 위하여는 Si 함량이 많아야 하며 용접성을 위하여는 Si 함량이 적어야 한다. 따라서, 본 발명에서는 탄화물 형성의 억제를 효과적으로 하기 위해 Si을 0.5%이상 첨가하면서 용접성을 고려하여 1.2%이하로 제하는 것이 바람직하다. 이와 같이 Si의 함량을 1.2% 이하로 억제하여 용접성을 향상시키면서 Si과 함께 첨가되었을 때 탄화물 형성을 억제 시켜주는 P를 동시에 첨가하여 잔류 오스테나이트의 분율을 유지하는 것이다. P가 첨가되지 않으면 탄화물 형성을 억제하고 잔류 오스테나이트를 적당량 형성시키기 위하여는 Si은 1.5 ~ 2.0% 함유시켜야 하지만 P를 동시에 첨가하면 Si을 0.5 ~1.2%로 첨가하여도 1.5~2.0% 첨가한 효과를 얻을 수 있다.
·Mn: 1.0~2.0%
Mn은 재료의 강도를 증가시키며 C과 같이 마르텐사이트의 변태온도를 감소시켜 오스테나이트를 안정화시킨다. Mn을 1.0% 미만 첨가하면 강도가 낮아지고 잔류 오스테나이트가 불안정하여 진다. 또한 Mn을 2.0% 보다 많이 첨가하면 페라이트의 변태속도가 너무 느려지므로 냉각 중에 형성되는 페라이트가 적어진다. 페라이트가 많이 형성되면 많은 양의 고용 C이 잔류 오스테나이트로 확산되어 들어가서 잔류오스테나이트가 안정화되는 것이므로 적당한 양의 페라이트를 형성하는 것이 중요하다. Mn의 과도한 양의 첨가하면 냉각 중 페라이트로 변태하지 못한 오스테나이트가 오스템퍼링온도에서 높은 분율의 베이나이트가 형성되어 강도가 증가하면서 연신율이 감소한다. 본 발명에서는 이러한 점을 고려하여 Mn의 함량을 1.0~2.0 %로 제한하는 것이다.
·P:0.25%이하
P는 Si과 같은 페라이트 강화원소로 탄화물 형성을 효과적으로 억제하기 위해 첨가하는데, 그 함량이 0.25% 초과의 경우 슬라브를 제조하는 과정에서 결정립의 중심부에 P가 너무 많이 편석하여 연속주조 과정에서 파단이 일어날 가능성이 높아진다. 또한 제품의 결정립계에 많은 양의 P가 편석되어 결정립계 파괴로 인한 강성이 감소할 수 있다.
·S:0.020% 이하
S는 Mn과 결합하여 MnS의 석출물을 만든다. MnS는 개재물로 형성되어 균열의 시작점으로 작용할 수 있으므로 적을수록 유리하므로 S의 양을 0.020%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·Al:0.015~0.050%
Al은 제강공정에서 첨가되어 강중 O와 반응하여 슬래그를 만들고 용강 상부에서형성된 슬래그를 제거하여 강중의 O를 없애는 탈산 원소로, 강중의 O를 제거하고 Al이 잔류하게 된다. 본 발명에서는 강 중에 남아 있는 Al을 이용하여 AlN 석출물을 형성시키고 잔류 오스테나이트의 결정립을 감소시켜서 연신율을 향상시키는데 이용한다. 같은 양의 잔류 오스테나이트가 존재할 때 결정립 크기가 작으면서 많은 수의 오스테나이트가 분포할 경우 변형 중에 마르텐사이트로 변태하면서 가공경화속도를 빠르게 하는 효과가 크므로 연신율이 향상되는 것으로 알려져 있다. 잔류 오스테나이트의 크기를 줄이기 위하여는 소둔중에 오스테나이트의 크기를 감소시켜야 한다. 석출물을 형성시키면 결정립 성장을 억제하여 결정립 크기를 줄일 수 있다. 석출물이 과다하게 많은 경우 석출경화에 의하여 강도가 증가하고 연신율이 감소하는 경향이 있으므로 석출물의 양을 줄이면서 오스테나이트의 결정립 크기를 효과적으로 줄이는 것이 중요한다. 철강에서 석출경화의 효과를 얻기 위하여 주로 사용되는 Nb, Ti, V 석출물은 그 크기가 클 뿐 아니라 오스테나이트 안정화 원소인 C결합하여, NbC, TiC, VC 등을 형성하므로 고용 C의 함량을 줄이므로 가공유기변태강에는 적당하지 않다. 이와 같은 것을 종합하면 가공유기변태강에서 연신율을 증가시키기 위하여는 C과 결합하지 않으면서 크기가 작은 석출물을 형성시켜야 된다는 것을 알 수 있다. 본 발명에서는 이러한 역할을 하는 석출물로 AlN를 형성시킨다. AlN은 C의 고용도가 없으며 석출물의 크기가 TiC, NbC, VC 등의 석출물에 비하여 매우 작은 것으로 알려 있다. Al의 양이 0.015%보다 적으면 형성되는 석출물의 수가 적어서 효과적으로 잔류오스테나이트의 크기를 감소시킬 수 없다. 반면 Al의 양이 0.050% 보다 많으면 AlN의 석출물의 조대화 되므로 연신율 형성에 불리하다. 이러한 이유로 본 발명에서는 Al의 함량을 0.015~0.050%로 제한하는 것이 바람직하다.
·N: 0.008~0.026%
N은 AlN을 형성시키기 위하여 첨가된 성분이다. 일반적인 제철소 제강공정에서 불순물로 첨가되는 N은 0.004%이내이다. 이 발명에서는 AlN 석출물을 형성시켜 결정립 미세화를 이루기 위하여 N을 적극적으로 첨가한다. N은 AlN 형태로 석출되므로 원자량을 고려할 때 다음과 같은 Al (14/27) 로 첨가하는 것이 적당하다. 즉, 0.015~0.050% 의 범위의 Al을 첨가할 때 N의 범위는 0.008 ~ 0.026%로 하는 것이 적당한 것이다. 이러한 범위에서 N을 첨가할 때 적당한 양의 AlN이 형성되어 잔류 오스테나이트의 결정립크기를 감소하여 연신율을 증가시킬 수 있는 것이다. 도2는 AlN 석출물이 오스테나이트 결정립의 이동을 억제하는 것을 보여주는 것으로 소둔 중에 AlN 석출물이 오스테나이트 성장을 억제하는 것을 알 수 있게 하여 준다.
·Si과 P의 성분제어
도1은 1.5Mn-1.5Si이 첨가된 강과 1.5Mn-1.0Si-0.08P가 첨가된 강의 각각의 상태도를 보여주고 있는 것으로, 1.5Mn-1.5Si이 첨가된 강과 1.5Mn-1.0Si-0.08P가 첨가된 강의 상태도가 같은 것을 알 수 있다. 이것은 상변태 거동에서 0.08% 함량의 P가 0.5% 함량의 Si과 같은 효과가 있다는 것을 보여주고 있다. Si은 용접성을 저하시키는 원소이지만 P는 용접성을 저하시키지 않으므로 Si 함량을 감소시키는 대신Si 함량의 8/50의 P를 첨가하면 같은 효과의 상변태 변화를 얻음과 동시에 용접성을 향상시킬 수 있는 것이다. 이를 바탕으로 본 발명에서는 Si 과 P의 함량을 다음의 계산식의 범위에서 정한다.
1.5 ≤ Si[%] + 50/8 P[%] ≤2.0
[강 제조조건]
상기와 같이 조성되는 강을 열간압연하여 권취한 다음, 열간압연판을 냉간압연한 후에 연속소둔하고, 열처리하여 냉간압연판으로 제공된다. 본 발명에서는 이러한 제조조건에서 냉간압연판의 연속소둔공정과 오스템퍼링조건을 제어하는데, 특징이 있다. 따라서, 열간압연조건과 냉간압연조건은 여러 가지 다양한 기술을 통해 제조할 수 있으며, 그 대표적인 기술을 예로 들어 열간압연공정과 냉간압연공정에서 그 제조조건을 구체적인 예로 들어 설명하지만 본 발명이 여기에 제한되는 것이 아니다.
·열간압연공정
상기와 같이 조성되는 강을 고온에서 재가열하여 열간압연한다. 재가열온도는 1050~1300℃가 바람직하다. 상기와 같이 재가열하여 열간압연하는데, 이때의 마무리압연온도는 890~940℃로 하는 것이 바람직하다. 상기와 같이 압연하여 권취하는데, 이때의 권취온도는 600~700℃로 하는 것이 바람직하다.
·냉간압연공정
상기에서 얻은 열간압연판을 산세하여 냉간압연하는데, 이때의 냉간압하율은 40~70%로 하는 것이 바람직하다.
·연속소둔공정
본 발명과 같이 C, Si, Mn을 함유한 강을 이용하여 연신율을 증가시키기 위하여는 잔류 오스테나이트의 함량을 증가시켜야 한다. 본 발명의 연구에 따르면 잔류 오스테나이트를 증가시키기 위하여는 열처리 사이클을 성분에 적합하게 설정하여야 한다는 것이다.
연속소둔로를 이용하여 소둔할 때 잔류 오스테나이트를 만들기 위하여는 어닐링하여 오스테나이트를 만들고 오스템퍼링 온도까지 냉각하여 오스템퍼링하여 베이나이트를 형성하면서 고용 C을 잔류 오스테나이트로 확산시켜서 오스테나이트를 안정화시켜야 한다. 이 때 소둔온도를 잘 설정하는 것이 중요하다. 소둔온도가 너무 낮으면 열연강판에 존재하는 퍼얼라이트가 용해되지 못하여 오스테나이트의 안정성을 저하시킨다. 또한 소둔온도가 너무 높으면 오스테나이트가 너무 많이 형성되고 페라이트가 적어지므로 최종적으로 베이나이트가 만이 형성되어 강도가 증가하고 연신율이 감소한다. 이러한 것을 고려하여 각 성분의 강에 대한 최적의 소둔온도를 설정하는 것이 중요하다.
소둔온도 결정에 크게 영향을 주는 원소는 C, Si, Mn이므로 본 발명에서는 이들 성분을 변화시켜 제조한 강을 각 소둔온도에서 51sec 동안 유지하였을 때 오스테나이트의 양을 측정하는 실험을 통해 연속소둔온도를 설정한 것이다. 그 실험결과를 나타낸 것이 도 3이다. 도 3의 성분계를 갖는 강을 이용하여 잔류 오스테나이트의 양을 증가시키기 위하여는 최대의 페라이트를 형성시켜서 오스테나이트에 최대의 고용 C을 확산시켜야 하는 것이다. 페라이트의 분율을 최대로 증가시키면서 퍼얼라이트는 반드시 용해되어야 한다. 퍼얼라이트에는 탄화물이 다량 존재하므로 퍼얼라이트가 존재하면 오스테나이트로 확산되어 가는 고용 C이 줄어들기 때문이다. 퍼얼라이트를 완전히 용해시키기 위하여 C의 함량이 0.1, 0.15, 0.20%인 각각의 강에서 오스테나이트의 양이 19, 28, 38%가 되어야 한다. 이 이상의 오스테나이트를 형성하게 되면 페라이트의 양이 줄어들기 때문에 잔류 오스테나이트를 많이 형성시키기 어렵다. 이러한 조건하에서 퍼얼라이트를 완전히 용해시키는 소둔온도는 563 + 651 C[%] + 42 Si[%] + 18 Mn[%] 이고 소둔온도가 850℃ 이상에서는 오스테나이트가 너무 많이 형성되므로 이 온도 이하에서 소둔하는 것이 적당하다. 따라서 가장 적당한 소둔온도 범위는 다음과 같다.
563 + 651 C[%] + 42 Si[%] + 18 Mn[%] < 소둔온도 [℃] ≤ 850℃
본 발명에서는 상기한 연속소둔온도범위에서 50sec 이상 소둔하여 적정한 오스테나이트를 확보하는 것이다.
·오스템퍼링 열처리
소둔 구간에서 오스테나이트가 형성된 재료를 퍼얼라이트라 형성되지 않도록 오스템퍼링 개시온도 400~450℃ 까지 급냉한 후 350~450℃까지 200~500sec 동안에 냉각하는 오스템퍼링을 실시한다. 연속소둔구간에서 오스템페링개시온도까지는 급냉하는데, 이때의 냉각속도는 약 20~100℃/sec 로 하는 것이 바람직하다. 오스템퍼링할 때 소둔구간 형성된 오스테나이트의 일부가 베이나이트로 형성되고 고용 C이 잔류 오스테나이트로 확산되어 잔류 오스테나이트가 안정화된다.
본 발명에서 소둔구간에서 오스템퍼링개시온도인 400~450℃까지 급냉하는 것이 바람직하다. 그리고, 오스템퍼링개시온도에서 350~450℃까지 200~500sec동안에 냉각한다.
이하 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
[실시예 1]
표1 성분의 각 강을 용해하고 열간압연을 실시하였다. 연간압연시 재가열온도는 1250℃, 마무리온도는 910℃, 권취온도는 600℃로 작업하였다. 열간압연판의 표면 산화층을 산세로 제거한 후 50% 냉간압연을 실시하여 1.4mm 두께의 내연강판을 제조하였다. 냉간압연한 강판을 연속소둔로에서 열처리하였으며 열처리시 소둔시간은 51~102sec로 하였고 오스템퍼링 시간은 300초로 하였다. 열처리조건별 냉연강판의 재질 측정 결과를 표 2에 나타내었다.
강 C Mn Si P S S-Al N Si+50/8P 소둔온도 하한 비고
A1 0.20 1.51 1.05 0.072 0.010 0.035 0.0100 1.5 784 발명강
A2 0.19 1.58 1.20 0.100 0.005 0.049 0.0140 1.8 766
A3 0.20 1.48 0.90 0.080 0.003 0.034 0.0120 1.4 758
A4 0.20 1.46 0.70 0.100 0.003 0.034 0.0110 1.3 749
B1 0.10 2.35 1.44 0.011 0.009 0.035 0.0020 1.5 731 비교강
B2 0.14 1.79 1.43 0.013 0.011 0.039 0.0036 1.5 746
B3 0.20 1.33 1.70 0.011 0.009 0.037 0.0020 1.76 789
소둔온도하한은 563 + 651 C[%] + 42 Si[%] + 18 Mn[%] 의 식으로 계산된 값임
강 소둔온도(℃) 소둔시간(SEC) 오스템퍼링개시온도(℃) 오스템퍼링 시간(SEC) 항복강도(kgf/mm2) 인장강도(kgf/mm2) 연신율(%) 플래시버트 용접성 비고
A1 800 51 400 300 44.37 74.23 34.02 ○ 발명강
A1 830 51 400 300 40.71 80.53 31.17 ○
A1 800 51 450 300 42.99 81.01 30.14 ○
A1 830 51 450 300 43.74 81.13 29.38 ○
A1 800 102 400 300 42.90 80.60 29.10 ○
A2 800 51 400 300 44.98 74.16 30.53 ○
A2 830 51 400 300 43.23 75.13 31.34 ○
A2 830 51 450 300 45.10 72.44 28.93 ○
A2 800 102 400 300 45.90 76.90 29.30 ○
A3 830 51 400 300 43.91 80.26 29.35 ○
A4 830 51 400 300 42.06 81.90 30.31 ○
B1 800 51 400 300 41.10 83.80 21.60 △ 비교강
B1 800 51 450 300 40.30 92.10 17.40 △
B1 800 51 500 300 41.50 85.30 16.20 △
B1 800 102 450 300 40.30 92.10 17.40 △
B2 800 51 400 300 42.60 76.10 23.10 △
B2 800 51 450 300 36.50 82.50 23.80 △
B2 800 51 500 300 47.00 68.50 23.20 △
B2 800 102 450 300 36.50 82.50 23.80 △
B3 800 51 450 300 47.80 71.00 20.80 ×
B3 800 51 500 300 55.60 70.80 23.20 ×
B3 800 102 450 300 47.80 71.00 20.80 ×
표 1, 2에 나타난 바와 같이, 본 발명을 만족하는 강은 비교재에 비하여 항복강도가 높은 것을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 연신율이 높아서 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있으며, 이 고강도 강판은 자동차 구조용 부품에 사용하여 자동차의 안정성을 향상시킬 수 있는 유용한 효과가 있는 것이다.

Claims (3)

  1. 중량%로, C: 0.15~0.25 %,
    Si: 0.5~1.2%,
    Mn: 1.0~2.0%,
    P: 0.25%이하,
    S: 0.020%이하,
    Al: 0.015 ~ 0.050%,
    N: 0.008 ~0.026%,
    상기 Si와 P가 다음의 관계를 만족하고, 1.5 ≤ Si[%] + 50/8 P[%] ≤2.0
    나머지 Fe와 불가피한 불순물로 조성되는 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판.
  2. 중량%로, C: 0.15~0.25 %, Si: 0.5~1.2%, Mn: 1.0~2.0 %, P: 0.25 % 이하, S: 0.020%이하
    Al: 0.015 ~ 0.050%, N: 0.008 ~0.026%, 상기 Si와 P가 다음의 관계, 1.5 ≤ Si[%] + 50/8 P[%] ≤2.0를 만족하고 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 조성되는 냉간압연판을 아래 관계식 2의 범위의 온도에서 50sec이상 연속소둔하는 단계,
    [관계식 2]
    563 + 651 C[%] + 42 Si[%] + 18 Mn[%] < 소둔온도 [℃] ≤ 850℃
    상기 연속소둔하고 20~100℃/sec 냉각속도로 오스템퍼링 개시온도 400~450℃ 까지 급랭한 후 350~400℃까지 200~500sec 동안에 냉각하는 오스템퍼링하는 단계를 포함하여 이루어지는 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  3. 제 2항에 있어서, 상기 냉간압연판은 강을 1050~1300℃의 온도로 재가열하여 890~940℃의 마무리압연온도조건으로 열간압연하여 열간압연판을600~700℃의 온도에서 권취한 다음, 산세하고 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 얻은 것을 특징으로 하는 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
KR1020010085539A 2001-12-27 2001-12-27 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법 KR100554753B1 (ko)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020010085539A KR100554753B1 (ko) 2001-12-27 2001-12-27 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
EP02741471A EP1458896A4 (en) 2001-12-27 2002-06-20 HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH SUPERIOR FORMABILITY AND WELDABILITY CHARACTERISTICS, AND MANUFACTURING METHOD
PCT/KR2002/001167 WO2003056041A1 (en) 2001-12-27 2002-06-20 High strength cold rolled steel sheet with superior formability and weldability, and manufacturing method therefor
JP2003556557A JP3895728B2 (ja) 2001-12-27 2002-06-20 成形性及び溶接性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
US10/481,354 US20040238083A1 (en) 2001-12-27 2002-06-20 High strength cold rolled steel sheet with superior formability and weldability, and manufacturing method therefor

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020010085539A KR100554753B1 (ko) 2001-12-27 2001-12-27 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20030055524A true KR20030055524A (ko) 2003-07-04
KR100554753B1 KR100554753B1 (ko) 2006-02-24

Family

ID=19717641

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020010085539A KR100554753B1 (ko) 2001-12-27 2001-12-27 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20040238083A1 (ko)
EP (1) EP1458896A4 (ko)
JP (1) JP3895728B2 (ko)
KR (1) KR100554753B1 (ko)
WO (1) WO2003056041A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010110529A1 (ko) * 2009-03-26 2010-09-30 현대제철 주식회사 박슬라브 에지부 톱날형 결함 저감방법

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5165236B2 (ja) * 2006-12-27 2013-03-21 新日鐵住金ステンレス株式会社 衝撃吸収特性に優れた構造部材用ステンレス鋼板
US8752752B2 (en) * 2009-03-09 2014-06-17 Hong Kong Polytechnic University Method of making a composite steel plate
KR101624057B1 (ko) * 2011-07-29 2016-05-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
CA2879540C (en) * 2012-08-06 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same, and hot-stamp formed body
CN103276303A (zh) * 2013-06-07 2013-09-04 南京钢铁股份有限公司 一种高强度矿用链条钢及其制备方法
CN104630641B (zh) * 2014-12-11 2017-02-22 武汉钢铁(集团)公司 800MPa级高强度高塑性低碳中锰钢及其制造方法
CN105154763A (zh) * 2015-09-24 2015-12-16 华北理工大学 低碳硅锰系贝氏体高强钢及其生产方法
CN108441604B (zh) * 2018-01-24 2019-09-03 易觉汽车科技（上海）有限公司 一种汽车零部件局部变强度设计方法
CN117127099B (zh) * 2023-04-28 2024-04-16 鞍钢股份有限公司 1300MPa超高强塑冷轧Mn-TRIP钢及其制备方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0238532A (ja) * 1988-07-29 1990-02-07 Kobe Steel Ltd 冷延高張力薄鋼板の製造方法
JPH09194935A (ja) * 1996-01-10 1997-07-29 Toyo Kohan Co Ltd ばね性に優れたガスケット材用冷延鋼板の製造法およびガスケット材
FR2757877B1 (fr) * 1996-12-31 1999-02-05 Ascometal Sa Acier et procede pour la fabrication d'une piece en acier mise en forme par deformation plastique a froid
JPH10259448A (ja) * 1997-03-21 1998-09-29 Kobe Steel Ltd 静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法
JP3448454B2 (ja) * 1997-04-10 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 表面性状と成形性にすぐれた高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3727151B2 (ja) * 1997-09-04 2005-12-14 Ｊｆｅスチール株式会社 ドラム缶用冷延鋼板およびその製造方法ならびに鋼製高強度ドラム缶
KR100328044B1 (ko) * 1997-11-04 2002-05-10 이구택 3상복합조직고강도냉연강판의제조방법
JP3401427B2 (ja) * 1998-03-12 2003-04-28 株式会社神戸製鋼所 耐衝撃性に優れた高強度鋼板
JPH11343538A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Kawasaki Steel Corp 高密度エネルギービーム溶接に適した冷延鋼板およびその製造方法
JP3424619B2 (ja) * 1999-09-16 2003-07-07 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
KR100415667B1 (ko) * 1999-12-20 2004-01-31 주식회사 포스코 충격흡수성 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그제조방법
JP4524850B2 (ja) * 2000-04-27 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法
JP4839527B2 (ja) * 2000-05-31 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
KR100470652B1 (ko) * 2000-12-20 2005-03-07 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010110529A1 (ko) * 2009-03-26 2010-09-30 현대제철 주식회사 박슬라브 에지부 톱날형 결함 저감방법
KR101129757B1 (ko) * 2009-03-26 2012-03-23 현대제철 주식회사 박슬라브 에지부 톱날형 결함 저감방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP1458896A1 (en) 2004-09-22
JP2005513271A (ja) 2005-05-12
US20040238083A1 (en) 2004-12-02
KR100554753B1 (ko) 2006-02-24
JP3895728B2 (ja) 2007-03-22
EP1458896A4 (en) 2004-12-29
WO2003056041A1 (en) 2003-07-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101232972B1 (ko) 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조 방법에 의해 제조된 시트
JP6700398B2 (ja) 高降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR101353787B1 (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR100554753B1 (ko) 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR20210061531A (ko) 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
JP2005513271A6 (ja) 成形性及び溶接性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
KR20150142791A (ko) 형상동결성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR100276308B1 (ko) 가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 제조방법
KR100985322B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR100782760B1 (ko) 고 항복비형 고강도 냉연강판 및 도금강판의 제조방법
KR100782759B1 (ko) 고 항복비형 고강도 냉연강판 및 도금강판의 제조방법
KR100470652B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법
KR100415667B1 (ko) 충격흡수성 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그제조방법
KR102478807B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR100481366B1 (ko) 연성이 우수한 열연 변태유기소성강판 및 그 제조방법
KR102398271B1 (ko) 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
KR20190077193A (ko) 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
KR20130106626A (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101009839B1 (ko) 고강도 고성형 강판의 제조방법
KR100368731B1 (ko) 신장 가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법
KR20240098246A (ko) 성형성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
KR100555582B1 (ko) 980MPa이상의 초고강도와 25%이상의 연신율을 갖는 변태유기소성강판 및 그 제조방법
KR20240102104A (ko) 강재의 물성 평가 방법
KR20240098674A (ko) 강판 및 그 제조방법
KR20240057522A (ko) 굽힘성이 우수한 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130204

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140212

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150212

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160215

Year of fee payment: 11

LAPS Lapse due to unpaid annual fee