KR20240106706A - Ultra-high-strength cold-rolled steel sheet and its manufacturing method - Google Patents
Ultra-high-strength cold-rolled steel sheet and its manufacturing methodInfo
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Abstract
본 발명은, 강도와 연성이 균형적으로 개선된 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 850 MPa 이상, 인장 강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀확장성(HER): 25% 이상, 및 TS x EL x HER/1000: 500 이상을 만족한다.The present invention provides an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with improved strength and ductility in a balanced manner and a method for manufacturing the same. According to an embodiment of the present invention, the ultra-high tensile strength cold-rolled steel sheet has, in weight percent, carbon (C): 0.1% to 0.3%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, and manganese (Mn): 1.5% to 1.5%. 3.0%, aluminum (Al): more than 0% ~ 0.05%, total sum of at least one selected from titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): more than 0% ~ 0.05%, phosphorus (P): 0 % exceeding ~ 0.02%, sulfur (S): exceeding 0% ~ 0.005%, nitrogen (N): exceeding 0% ~ 0.006%, and the balance includes iron (Fe) and other inevitable impurities, yield strength (YS) : 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, elongation (EL): 14% or more, hole expandability (HER): 25% or more, and TS x EL x HER/1000: 500 or more.
Description
본 발명의 기술적 사상은 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강도와 연성이 균형적으로 개선된 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The technical idea of the present invention relates to steel materials, and more specifically, to an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with improved strength and ductility in a balanced manner and a method of manufacturing the same.
최근 자동차 산업은 자동차 경량화와 충돌 안전성 확보 등과 같은 모순된 목표를 만족시키기 위해 다양한 초고장력 강판이 자동차에 적용 중이다. 일반적인 초고장력 강판은 강도가 높을수록 연성은 저하되는 경향을 보이는데, 위 목표를 만족시키기 위해 강도와 연성을 같이 향상시켜야 하는 상황이다.Recently, in the automobile industry, various ultra-high-strength steel sheets are being applied to automobiles to satisfy contradictory goals such as making automobiles lighter and ensuring collision safety. In general ultra-high-strength steel sheets, ductility tends to decrease as strength increases, but both strength and ductility must be improved to meet the above goals.
1.0GPa급 이상의 초고장력 도금강판을 제조하는 통상의 방법으로는 연속 열처리 라인(Continuous Annealing Line, CAL)에서 열처리 하거나 혹은 연속 용융아연도금라인(Continuous Galvanizing Line, CGL)에서 용융도금한 냉연 강판을 최종 냉각 시 마르텐사이트 변태 시작온도(Ms) 이하까지 냉각하여 마르텐사이트를 생성시킴으로써 강도를 확보하는 방법이 제시되어 있다. 그러나, 이때 생성되는 마르텐사이트는 주로 프레쉬(fresh) 마르텐사이트이며, 이러한 프레쉬 마르텐사이트는 철계 탄화물을 포함하지 않는 ??칭 상태의 마르텐사이트이므로 강도 향상에는 기여하지만 내수소취화 특성이나 인성을 대폭으로 열화시킨다. 상기 마르텐사이트를 템퍼링 처리하여 형성한 템퍼드 마르텐사이트는 철계 탄화물을 포함하는 조직으로, 내수소취화 특성 및 인성 향상에 기여할 수 있다.The usual method of manufacturing ultra-high-strength galvanized steel sheets of 1.0 GPa or higher is to heat-treat them on a continuous annealing line (CAL) or hot-dip galvanize a cold-rolled steel sheet on a continuous galvanizing line (CGL). A method of securing strength is proposed by cooling to below the martensite transformation start temperature (Ms) to generate martensite. However, the martensite produced at this time is mainly fresh martensite, and this fresh martensite is a quenched martensite that does not contain iron-based carbides, so it contributes to strength improvement, but significantly reduces hydrogen embrittlement resistance and toughness. It deteriorates. Tempered martensite, which is formed by tempering the martensite, is a structure containing iron-based carbides and can contribute to improving hydrogen embrittlement resistance and toughness.
이러한 템퍼드 마르텐사이트를 제조하기 위하여, 소둔 열처리를 수행한 후, 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 이하의 온도까지 냉각한 후 다시 재가열을 실시하여 템퍼링을 수행한 후 냉각한다. 도금 냉연강판의 경우에는 템퍼링이 완료된 냉연강판을 용융 아연 도금욕에 침지하고 도금하여 제조할 수 있으며, 추가적으로 도금된 냉연강판을 합금화 공정을 거친 후 최종 냉각시 상온까지 냉각하여 초고장력 도금냉연강판을 제조한다. In order to manufacture such tempered martensite, annealing heat treatment is performed, followed by cooling to a temperature below the martensite transformation start temperature (Ms), then reheating, performing tempering, and then cooling. In the case of plated cold-rolled steel, it can be manufactured by dipping the tempered cold-rolled steel in a hot-dip galvanizing bath and plating it. Additionally, the plated cold-rolled steel goes through an alloying process and is then cooled to room temperature during final cooling to produce ultra-high-strength plated cold-rolled steel. manufacture.
그러나 이러한 제조 방법은 급속 냉각 설비 및 재가열 설비를 구성하기 위하여 기존 설비를 개조하거나 신규 라인을 건설할 필요가 있으며, 또한 도금 및 합금화 처리 과정에서 이전 냉각 공정에서 생성된 마르텐사이트가 과잉으로 템퍼링되어 재질이 열화되고, 잔류 오스테나이트 또한 안정도가 떨어져 TRIP 효과를 기대할 수 없는 경우가 발생할 우려가 있다. However, this manufacturing method requires modifying existing equipment or constructing a new line to construct rapid cooling equipment and reheating equipment, and also, during the plating and alloying process, martensite generated in the previous cooling process is excessively tempered, thereby damaging the material. As this deteriorates, the stability of the retained austenite also decreases, and there is a risk that the TRIP effect cannot be expected.
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 강도와 연성이 균형적으로 개선된 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.The technical problem to be achieved by the technical idea of the present invention is to provide an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with improved strength and ductility in a balanced manner and a method of manufacturing the same.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.However, these tasks are illustrative, and the technical idea of the present invention is not limited thereto.
본 발명의 일 관점에 의하면, 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법이 제공된다.According to one aspect of the present invention, an ultra-high tensile cold rolled steel sheet and a manufacturing method thereof are provided.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 850 MPa 이상, 인장 강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀확장성(HER): 25% 이상, 및 TS x EL x HER/1000: 500 이상을 만족할 수 있다.According to an embodiment of the present invention, the ultra-high tensile strength cold-rolled steel sheet has, in weight percent, carbon (C): 0.1% to 0.3%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, and manganese (Mn): 1.5% to 1.5%. 3.0%, aluminum (Al): more than 0% ~ 0.05%, total sum of at least one selected from titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): more than 0% ~ 0.05%, phosphorus (P): 0 % exceeding ~ 0.02%, sulfur (S): exceeding 0% ~ 0.005%, nitrogen (N): exceeding 0% ~ 0.006%, and the balance includes iron (Fe) and other inevitable impurities, yield strength (YS) : 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, elongation (EL): 14% or more, hole expandability (HER): 25% or more, and TS x EL x HER/1000: 500 or more. .
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가지고, 상기 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20% 범위이고, 상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은 5% ~ 20% 범위이고, 상기 베이나이트의 면적분율은 5% ~ 20% 범위이고, 상기 프레쉬 마르텐사이트와 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율의 합은 나머지 면적분율일 수 있다.According to one embodiment of the present invention, the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet has a mixed structure in which ferrite, retained austenite, bainite, fresh martensite, and tempered martensite are mixed, and the area fraction of the ferrite is 10%. ranges from ~20%, the area fraction of the retained austenite ranges from 5% to 20%, the area fraction of the bainite ranges from 5% to 20%, and the area fractions of the fresh martensite and the tempered martensite The sum of may be the remaining area fraction.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼드 마르텐사이트(TM)에 대한 상기 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 비율(FM/TM)은 0.1 ~ 0.6일 수 있다.According to one embodiment of the present invention, the ratio (FM/TM) of fresh martensite (FM) to tempered martensite (TM) may be 0.1 to 0.6.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼트 마르텐사이트 내의 철계 탄화물의 개수 밀도는 1.0 x 106 (개/mm2) 이상일 수 있다.According to one embodiment of the present invention, the number density of iron-based carbides in the tempered martensite may be 1.0 x 10 6 (piece/mm 2 ) or more.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 상기 템퍼트 마르텐사이트의 결정립 크기는 5 μm 이하일 수 있다.According to one embodiment of the present invention, in the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet, the crystal grain size of the tempered martensite may be 5 μm or less.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함할 수 있다.According to one embodiment of the present invention, the ultra-high tensile strength cold-rolled steel sheet may further include the sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): more than 0% to 0.1%.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 합금 조성을 가지는 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3 - 30℃ ~ 900℃의 1차 균열온도에서 30초 ~ 200초 동안 1차 균열 처리하는 단계; 상기 1차 균열 처리된 냉연강판을 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각 속도로 620℃ ~ 720℃의 1차 냉각온도까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 15℃/초 ~ 100℃/초의 냉각 속도로 250℃ ~ 480℃의 2차 냉각온도까지 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 냉연강판을 250℃ ~ 480℃의 2차 균열온도에서 50초 ~ 300초 동안 2차 균열 처리하는 단계; 상기 2차 균열 처리된 냉연강판을 150℃ 이하의 3차 냉각온도까지 3차 냉각하는 단계; 및 상기 3차 냉각된 냉연강판을 150℃ ~ 300℃의 3차 균열온도에서 100초 ~ 30000초 동안 3차 균열 처리하는 단계; 를 포함할 수 있다.According to an embodiment of the present invention, the method for manufacturing the ultra-high tensile strength cold-rolled steel sheet is, in weight percent, carbon (C): 0.1% to 0.3%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, manganese (Mn): 1.5% to 3.0%, aluminum (Al): more than 0% to 0.05%, total sum of at least one selected from titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V): more than 0% to 0.05%, phosphorus (P ): more than 0% to 0.02%, sulfur (S): more than 0% to 0.005%, nitrogen (N): more than 0% to 0.006%, and the balance has an alloy composition containing iron (Fe) and other inevitable impurities. Manufacturing a hot rolled steel sheet; Manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet; Primary cracking the cold rolled steel sheet at a primary cracking temperature of Ac3 - 30°C to 900°C for 30 to 200 seconds; Primary cooling the primary cracked cold-rolled steel sheet to a primary cooling temperature of 620°C to 720°C at a cooling rate of 5°C/sec to 15°C/sec; Secondary cooling the primary cooled cold rolled steel sheet to a secondary cooling temperature of 250°C to 480°C at a cooling rate of 15°C/sec to 100°C/sec; Secondary cracking the secondary cooled cold-rolled steel sheet at a secondary cracking temperature of 250°C to 480°C for 50 to 300 seconds; Thirdly cooling the secondary cracked cold rolled steel sheet to a third cooling temperature of 150°C or lower; And subjecting the tertiary cooled cold rolled steel sheet to a tertiary cracking treatment at a tertiary cracking temperature of 150°C to 300°C for 100 to 30,000 seconds; may include.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연강판을 제조하는 단계는, 상기 합금 조성을 갖는 강재를 1,150℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 10℃/초 ~ 50℃/초의 냉각 속도로 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 강재를 500℃ ~ 700℃의 권취온도에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다. According to one embodiment of the present invention, manufacturing the hot rolled steel sheet includes reheating the steel material having the alloy composition at a reheating temperature of 1,150°C to 1,250°C; Hot rolling the heated steel material; Cooling the hot-rolled steel at a cooling rate of 10°C/sec to 50°C/sec; and winding the primary cooled steel at a coiling temperature of 500°C to 700°C.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열간압연하는 단계는, 1,000℃ ~ 1,150℃에서 수행되고, 마지막 패스에서 압하율이 40% ~ 50%인 조압연 단계; 및 880℃ ~ 980℃의 마무리압연 종료온도로 수행되고, 최종 3단 압연롤에서의 압연은 1020℃ 이하에서 압하율의 합계가 40％ 이상이 되도록 수행되며, 1패스 때의 압하량이 40% ~ 60% 범위를 가지는 마무리 압연 단계;를 포함할 수 있다. According to one embodiment of the present invention, the hot rolling step includes a rough rolling step performed at 1,000°C to 1,150°C and having a reduction ratio of 40% to 50% in the last pass; and finish rolling is performed at a finishing temperature of 880°C to 980°C, and rolling on the final three-stage rolling roll is performed at 1020°C or lower so that the total reduction rate is 40% or more, and the reduction amount in one pass is 40% to 40%. A finishing rolling step having a range of 60% may be included.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열간압연하는 단계는, 상기 마무리 압연 단계에 있어서, 최종 3단의 압연롤의 강판 통과 시간은 2.0 초 이하(0 초과) 범위를 가질 수 있다. According to one embodiment of the present invention, in the hot rolling step, in the finish rolling step, the steel sheet passage time of the final three stages of rolling rolls may be in the range of 2.0 seconds or less (exceeding 0).
본 발명의 일 실시예에 의하면, 마무리 압연으로부터 상기 열간압연된 강재의 냉각 개시까지의 경과 시간은 1.5초 이하일 수 있다. According to one embodiment of the present invention, the elapsed time from finish rolling to the start of cooling of the hot rolled steel may be 1.5 seconds or less.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연강판을 제조하는 단계를 수행한 후에, 상기 열연강판을 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서 연화 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.According to an embodiment of the present invention, after performing the step of manufacturing the hot-rolled steel sheet, the step of softening and heat-treating the hot-rolled steel sheet at a temperature in the range of 500°C to 650°C may be further included.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 2차 균열 처리하는 단계 이후에, 상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계;를 더 포함할 수 있다. According to one embodiment of the present invention, after the step of performing the secondary cracking treatment, the step of hot-dip galvanizing the cold rolled steel sheet may be further included.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 2차 균열 처리하는 단계는, 상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계일 수 있다. According to one embodiment of the present invention, the secondary cracking treatment may be a step of hot-dip galvanizing the cold-rolled steel sheet.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 용융아연도금하는 단계 이후에 합금화 처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다. According to one embodiment of the present invention, the step of alloying treatment after the hot-dip galvanizing step may be further included.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 연속열처리 공정 혹은 연속 용융 아연 도금 열처리 공정에 있어서, 소둔 열처리, 도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후에, Ms 이하까지 냉각함으로써 마르텐사이트를 생성시킨 후, 재가열 및 등온 유지를 실시함으로써 마르텐사이트를 적절하게 템퍼링함과 함께, 잔류 오스테나이트를 안정화시켜 마르텐사이트가 과잉으로 템퍼링되지 않게 되므로, 강도와 연성이 균형적으로 개선된 초고장력 냉연강판을 제공할 수 있다.According to the technical idea of the present invention, in a continuous heat treatment process or a continuous hot-dip galvanizing heat treatment process, after annealing heat treatment, plating treatment, or plating alloying treatment, martensite is generated by cooling to Ms or less, and then reheated and maintained isothermally. By performing this, martensite is appropriately tempered and residual austenite is stabilized to prevent martensite from being excessively tempered, thereby providing an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with improved strength and ductility in a balanced manner.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.The effects of the present invention described above have been described as examples, and the scope of the present invention is not limited by these effects.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 용융도금 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예를 따르는 초고장력 냉연강판의 시간에 따른 열처리 이력을 나타낸 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예를 따르는 초고장력 용융도금 냉연강판의 시간에 따른 열처리 이력을 나타낸 그래프이다.Figure 1 is a process flow chart schematically showing a method of manufacturing an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
Figure 2 is a process flow chart schematically showing a method of manufacturing an ultra-high tensile hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
Figure 3 is a graph showing the heat treatment history over time of an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
Figure 4 is a graph showing the heat treatment history over time of an ultra-high-strength hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the attached drawings. The embodiments of the present invention are provided to more completely explain the technical idea of the present invention to those skilled in the art, and the following examples may be modified into various other forms, and the embodiments of the present invention may be modified. The scope of the technical idea is not limited to the following examples. Rather, these embodiments are provided to make the present disclosure more faithful and complete and to fully convey the technical idea of the present invention to those skilled in the art. In this specification, like symbols refer to like elements throughout. Furthermore, various elements and areas in the drawings are schematically drawn. Accordingly, the technical idea of the present invention is not limited by the relative sizes or spacing drawn in the attached drawings.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 연속열처리 공정 혹은 연속 용융 아연 도금 열처리 공정에 있어서, 소둔 열처리, 도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후에, Ms 이하까지 냉각하여 프레쉬 마르텐사이트를 생성시킨 후, 재가열 및 등온유지를 통해 템퍼링함으로써 프레쉬 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 변화시킨다. According to the technical idea of the present invention, in the continuous heat treatment process or continuous hot-dip galvanizing heat treatment process, after annealing heat treatment, plating treatment, or plating alloying treatment, fresh martensite is generated by cooling to Ms or less, and then reheated and isothermal. By tempering through holding, fresh martensite is changed into tempered martensite.
템퍼드 마르텐사이트는 강도와 인성의 밸런스가 우수한 조직이나, 크기가 크거나, 템퍼드 마르텐사이트 내에 존재하는 철기 탄화물이 조대해지면 인성이 열화될 수 있다. 이에 본 발명에서는 이를 방지하기 위하여, 소둔 열처리 공정에서 적절한 온도역에서 등온 유지를 수행하여 베이나이트를 일정량으로 생성시킨다. 생성된 베이나이트는 오스테나이트를 분단시키게 되고, 따라서 후속의 냉각에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태될 때, 마르텐사이트의 크기가 감소되는 효과가 있고, 이에 따라 템퍼링 처리 후 형성되는 템퍼링 마르텐사이트의 크기 또한 감소된다.Tempered martensite is a structure with an excellent balance between strength and toughness, but if the size is large or the iron-based carbides present in tempered martensite become coarse, toughness may deteriorate. Accordingly, in the present invention, in order to prevent this, bainite is generated in a certain amount by performing isothermal maintenance at an appropriate temperature range in the annealing heat treatment process. The generated bainite splits austenite, and therefore, when austenite is transformed into martensite in subsequent cooling, the size of martensite has the effect of being reduced, and thus the size of tempered martensite formed after tempering treatment. It is also reduced.
이와 함께, 소둔 열처리 후에 템퍼링 공정 조건을 제어하여, 템퍼드 마르텐사이트가 생성될 때 철계 탄화물이 지나치게 많이 형성되지 않도록 그 갯수 또는 밀도를 제어함으로써 원하는 성능을 확보할 수 있다.In addition, the desired performance can be secured by controlling the tempering process conditions after annealing heat treatment and controlling the number or density of iron-based carbides so that they are not formed in excessive amounts when tempered martensite is generated.
또한 최종 강판의 성형성 향상을 위해서는 열연 공정에서 망간(Mn) 등의 편석을 최대한 억제하여 균일한 조직을 얻어야 한다. 이를 위하여, 조압연 및 마무리 압연의 온도, 압하율 등의 제어하여 망간의 편석을 최대한 억제할 필요가 있다. Additionally, in order to improve the formability of the final steel sheet, segregation of manganese (Mn), etc. must be suppressed as much as possible during the hot rolling process to obtain a uniform structure. To this end, it is necessary to suppress segregation of manganese as much as possible by controlling the temperature and reduction rate of rough and finish rolling.
이하에서는 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고장력 냉연강판에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.Hereinafter, an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to the technical idea of the present invention will be described in detail.
본 발명의 일실시예에 따른 초고장력 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.The ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention has, in weight percent, carbon (C): 0.1% to 0.3%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, manganese (Mn): 1.5% to 3.0%. , Aluminum (Al): more than 0% ~ 0.05%, total sum of at least one selected from titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): more than 0% ~ 0.05%, phosphorus (P): more than 0% ~ 0.02%, sulfur (S): more than 0% ~ 0.005%, nitrogen (N): more than 0% ~ 0.006%, and the balance includes iron (Fe) and other inevitable impurities.
상기 초고장력 냉연강판은 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%를 더 포함할 수 있다. 상기 초고장력 냉연강판은 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함할 수 있다.The ultra-high-strength cold-rolled steel sheet may further include chromium (Cr): more than 0% to 1.0%. The ultra-high-strength cold-rolled steel sheet may further include the sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): more than 0% to 0.1%.
이하, 본 발명에 따른 초고장력 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.Hereinafter, the role and content of each component included in the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention will be described as follows. At this time, the content of the component elements all refers to weight percent based on the entire steel sheet.
탄소(C): 0.1% ~ 0.3%Carbon (C): 0.1% to 0.3%
탄소는 강판의 강도 확보 및 미세조직 제어를 위해 첨가한다. 상기 탄소의 함량이 0.1% 미만인 경우에는, 목표강도를 얻기 어렵다. 상기 탄소의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는, 연신율과 홀확장성 등의 성형성을 저하시키고, 또한 점 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 탄소의 함량을 강판 전체 중량의 0.1% ~ 0.3%로 첨가하는 것이 바람직하다.Carbon is added to secure the strength of the steel sheet and control its microstructure. If the carbon content is less than 0.1%, it is difficult to achieve the target strength. If the carbon content exceeds 0.3%, formability such as elongation and hole expandability may be reduced, and spot weldability may also be reduced. Therefore, it is desirable to add carbon content at 0.1% to 0.3% of the total weight of the steel sheet.
실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%Silicon (Si): 1.0% to 2.0%
실리콘은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 상기 실리콘의 함량이 1.0% 미만인 경우에는, 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 상기 실리콘의 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는, Mn2SiO4 등과 같은 산화물을 형성하여 도금성이 저해되고, 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘의 함량을 강판 전체 중량의 1.0% ~ 2.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.Silicon is a ferrite stabilizing element that delays the formation of carbides in ferrite and tempered martensite and has a solid solution strengthening effect. If the silicon content is less than 1.0%, the effect of adding silicon is insufficient. If the silicon content exceeds 2.0%, oxides such as Mn 2 SiO 4 may be formed, impairing plating properties, and increasing carbon equivalent may reduce weldability. Therefore, it is desirable to add silicon in an amount of 1.0% to 2.0% of the total weight of the steel sheet.
망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%Manganese (Mn): 1.5% ~ 3.0%
망간은 고용강화 효과가 있고, 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여할 수 있다. 망간 함량에 따라 강도와 인성 및 항복비를 제어할 수 있으나, 다량 첨가시 MnS 개재물 형성과 주조시 중심편석을 유발하여 강의 인성을 떨어뜨리게 된다. 상기 망간의 함량이 1.5% 미만인 경우에는, 소입성이 충분하지 않아 강도확보가 어려우며 망간 첨가 효과가 불충분하다. 상기 망간의 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는, MnS 등 개재물의 형성하거나 편석으로 인한 성형성 저하와 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 망간의 함량을 강판 전체 중량의 1.5% ~ 3.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.Manganese has a solid solution strengthening effect and can contribute to strength improvement by increasing hardenability. Strength, toughness, and yield ratio can be controlled depending on the manganese content, but adding a large amount causes the formation of MnS inclusions and central segregation during casting, which reduces the toughness of the steel. If the manganese content is less than 1.5%, hardenability is not sufficient, making it difficult to secure strength, and the effect of adding manganese is insufficient. If the manganese content exceeds 3.0%, the formability may be reduced due to the formation or segregation of inclusions such as MnS, and the weldability may be reduced by increasing the carbon equivalent. Therefore, it is desirable to add manganese in an amount of 1.5% to 3.0% of the total weight of the steel sheet.
알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%Aluminum (Al): >0% to 0.05%
알루미늄은 탈산제로 사용되고, 페라이트를 청정화 하는데 도움이 될 수 있다. 알루미늄의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 슬라브 제조 시 AlN을 형성하여 주조 또는 열연 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 알루미늄의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.Aluminum is used as a deoxidizer and can help purify ferrite. If the aluminum content exceeds 0.05%, AlN may be formed during slab manufacturing, causing cracks during casting or hot rolling. Therefore, it is preferable to add aluminum in an amount exceeding 0% to 0.05% of the total weight of the steel sheet.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%Total of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V): greater than 0% to 0.05%
티타늄, 바나듐, 및 니오븀은 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 주요 원소이다. 상기 티타늄, 바나듐, 및 니오븀의 첨가 목적은 석출물 형성에 따른 초기 오스테나이트 결정립 미세화를 통한 잔류 오스테나이트 안정도 확보 및 강도 향상, 페라이트 결정립 미세화 및 페라이트 내 석출물의 존재에 의한 석출 경화에 있다. 티타늄, 바나듐, 및 니오븀의 함량의 총합이 0.05%를 초과하는 경우에는, 재질 저하 및 제조 원가 상승을 야기할 수 있다. 따라서, 티타늄, 니오븀 및 바나듐의 함량의 총합은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.05%인 것이 바람직하다. Titanium, vanadium, and niobium are the main elements that precipitate in the form of carbides in steel. The purpose of adding titanium, vanadium, and niobium is to secure the stability of retained austenite and improve strength through refinement of initial austenite grains due to the formation of precipitates, refinement of ferrite grains, and precipitation hardening by the presence of precipitates in ferrite. If the total content of titanium, vanadium, and niobium exceeds 0.05%, it may cause material deterioration and increased manufacturing costs. Therefore, it is preferable that the total content of titanium, niobium and vanadium is greater than 0% to 0.05% of the total weight of the steel sheet.
상기 강판은 티타늄, 니오븀 및 바나듐 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다. 이에 따라 상기 티타늄은 강판 전체 중량의 0% ~ 0.05%일 수 있고, 상기 니오븀은 강판 전체 중량의 0% ~ 0.05%일 수 있고, 상기 바나듐은 강판 전체 중량의 0% ~ 0.05%일 수 있다.The steel sheet may contain at least one of titanium, niobium, and vanadium. Accordingly, the titanium may be 0% to 0.05% of the total weight of the steel sheet, the niobium may be 0% to 0.05% of the total weight of the steel sheet, and the vanadium may be 0% to 0.05% of the total weight of the steel sheet.
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0% 초과 ~ 1.0%Total of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): greater than 0% ~ 1.0%
크롬 및 몰리브덴은 소입 원소로 작용하여 이상조직 형성에 기여한다. 상기 크롬과 몰리브덴의 총합이 1.0%를 초과하는 경우에는, 효과가 수렴하게 되고, 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 크롬과 몰리브덴의 총합은 강판 전체 중량의 0% ~ 1.0%인 것이 바람직하다.Chromium and molybdenum act as hardening elements and contribute to the formation of abnormal tissue. If the total of chromium and molybdenum exceeds 1.0%, the effects converge and manufacturing costs may increase. Therefore, it is preferable that the total of chromium and molybdenum is 0% to 1.0% of the total weight of the steel sheet.
상기 강판은 크롬 및 몰리브덴 중 적어도 어느 하나를 더 포함할 수 있다. 이에 따라 상기 크롬은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 1.0%일 수 있고, 상기 몰리브덴은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 1.0%일 수 있다.The steel sheet may further include at least one of chromium and molybdenum. Accordingly, the chromium may be greater than 0% to 1.0% of the total weight of the steel sheet, and the molybdenum may be greater than 0% to 1.0% of the total weight of the steel sheet.
인(P): 0% 초과 ~ 0.02%Phosphorus (P): >0% ~ 0.02%
인은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 다량 함유 시 저온취성이 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.Phosphorus is an impurity included in the steel manufacturing process. Although it can help improve strength through solid solution strengthening, it can cause low-temperature brittleness when contained in large amounts. Therefore, it is desirable to limit the phosphorus content to more than 0% to 0.02% of the total weight of the steel sheet.
황(S): 0% 초과 ~ 0.005%Sulfur (S): >0% ~ 0.005%
황은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, FeS, MnS 등과 같은 비금속 개재물을 형성하여 인성과 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.Sulfur is an impurity included in the steel manufacturing process and can form non-metallic inclusions such as FeS, MnS, etc., reducing toughness and weldability. Therefore, it is desirable to limit the sulfur content to more than 0% to 0.005% of the total weight of the steel sheet.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%Nitrogen (N): >0% to 0.006%
질소는 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어 연성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 질소의 함량은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.006%로 제한하는 것이 바람직하다.Nitrogen is an element that is inevitably contained in the production of steel, and if it is present in excess, nitrides may precipitate in large quantities and deteriorate ductility. Therefore, it is desirable to limit the nitrogen content to more than 0% to 0.006% of the total weight of the steel sheet.
상기 초고장력 냉연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.The remaining component of the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet is iron (Fe). However, in the normal steelmaking process, unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed, so this cannot be ruled out. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary manufacturing process, all of them are not specifically mentioned in this specification.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 제조방법을 통해 제조된 초고장력 냉연강판은, 예를 들어 항복강도(YS): 850 MPa 이상, 인장 강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀확장성(HER): 25% 이상, 및 TS x EL x HER/1000: 500 이상을 만족할 수 있다. 상기 초고장력 냉연강판은, 예를 들어 항복강도(YS): 850 MPa ~ 1,000 MPa, 인장 강도(TS): 1180 MPa ~ 1300 MPa, 연신율(EL): 14% ~20%, 홀확장성(HER): 25% ~ 40%, 및 TS x EL x HER/1000: 500 ~ 900을 만족할 수 있다.The ultra-high-strength cold-rolled steel sheet manufactured by controlling the specific components and their content ranges of the above-mentioned alloy composition and using the manufacturing method described later has, for example, yield strength (YS): 850 MPa or more and tensile strength (TS): 1180. MPa or more, elongation (EL): 14% or more, hole expandability (HER): 25% or more, and TS x EL x HER/1000: 500 or more can be satisfied. The ultra-high-strength cold-rolled steel sheet, for example, has yield strength (YS): 850 MPa ~ 1,000 MPa, tensile strength (TS): 1180 MPa ~ 1300 MPa, elongation (EL): 14% ~ 20%, and hole expandability (HER). ): 25% to 40%, and TS x EL x HER/1000: 500 to 900.
여기에서, "TS x EL x HER/1000"는 인장강도, 연신율, 및 홀확장성을 모두 곱하고 1000으로 나눈 값을 의미한다.Here, “TS
상기 초고장력 냉연강판은, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다.The ultra-high-strength cold-rolled steel sheet may have a mixed structure in which ferrite, retained austenite, bainite, fresh martensite, and tempered martensite are mixed.
상기 페라이트의 면적분율은, 예를 들어 10% ~ 20% 범위일 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은, 예를 들어 5% ~ 20% 범위일 수 있다. 상기 베이나이트의 면적분율은, 예를 들어 5% ~ 20% 범위일 수 있다. 나머지 면적분율을 마르텐사이트로 이루어지며, 상기 마르텐사이트는 프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 모두 포함한다. 상기 면적분율은 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다. The area fraction of the ferrite may be, for example, in the range of 10% to 20%. The area fraction of the retained austenite may be, for example, in the range of 5% to 20%. The area fraction of bainite may be, for example, in the range of 5% to 20%. The remaining area fraction is made up of martensite, and the martensite includes both fresh martensite and tempered martensite. The area fraction refers to the area ratio derived from a microstructure photograph through an image analyzer.
상기 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 면적비율을 상기 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 면적비율로 나눈 값(FM/TM)은 0.1 초과 0.6 이하의 범위 일 수 있다. The area ratio of the tempered martensite (TM) divided by the area ratio of the fresh martensite (FM) (FM/TM) may be in the range of more than 0.1 and less than or equal to 0.6.
상기 템퍼트 마르텐사이트 내의 철계 탄화물의 개수 밀도는, 예를 들어 1.0 x 106 (개/mm2) 이상일 수 있고, 예를 들어 1.0 x 106 ~ 20 x 106 (개/mm2) 일 수 있다.The number density of iron-based carbides in the tempered martensite may be, for example, 1.0 x 10 6 (pieces/mm 2 ) or more, for example, 1.0 x 10 6 to 20 x 10 6 (pieces/mm 2 ). there is.
상기 템퍼트 마르텐사이트의 결정립 크기는, 예를 들어 5 μm 이하일 수 있고, 예를 들어 1 μm ~ 5 μm 일 수 있다. 상기 이때 결정립 크기는 EBSD를 이용하여 10도 이상의 방위차를 갖는 경계로 둘러싸인 영역의 원상당 직경으로 측정한 것이며, 결정립 입경으로 지칭할 수 있다.The grain size of the tempered martensite may be, for example, 5 μm or less, for example, 1 μm to 5 μm. In this case, the grain size is measured as the circular diameter of the area surrounded by a boundary with an orientation difference of 10 degrees or more using EBSD, and can be referred to as the grain size.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 초고장력 냉연강판의 제조방법에 관하여 설명한다.Hereinafter, a method for manufacturing an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention will be described with reference to the attached drawings.
초고장력 냉연강판의 제조방법Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도로서, 비도금 냉연강판의 제조방법에 대한 것이다. Figure 1 is a process flow chart schematically showing a method of manufacturing an ultra-high tensile cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention, and relates to a method of manufacturing a non-plated cold-rolled steel sheet.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 냉연강판의 제조방법은, 열연강판 제조 단계(S110), 냉연강판 제조 단계(S120), 1차 균열 처리 단계(S130), 1차 냉각 단계(S140), 2차 냉각 단계(S150), 2차 균열 처리 단계(S160), 3차 냉각 단계(S170) 및 3차 균열 처리 단계(S180)를 포함한다.Referring to Figure 1, the method of manufacturing an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a hot-rolled steel sheet manufacturing step (S110), a cold-rolled steel sheet manufacturing step (S120), a primary crack treatment step (S130), and primary cooling. It includes a step (S140), a secondary cooling step (S150), a secondary crack treatment step (S160), a third cooling step (S170), and a third crack treatment step (S180).
열연강판 제조단계(S110)Hot rolled steel sheet manufacturing stage (S110)
열연강판 제조단계(S110)에서는, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 준비한다. 상기 강재는 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함할 수 있다.In the hot rolled steel sheet manufacturing step (S110), in weight percent, carbon (C): 0.1% to 0.3%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, manganese (Mn): 1.5% to 3.0%, aluminum (Al) : More than 0% ~ 0.05%, Total of at least one selected from niobium (Nb), titanium (Ti), and vanadium (V): More than 0% ~ 0.05%, Phosphorus (P): More than 0% ~ 0.02%, Sulfur Prepare a steel material containing (S): more than 0% to 0.005%, nitrogen (N): more than 0% to 0.006%, and the balance containing iron (Fe) and other inevitable impurities. The steel may further include the sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): more than 0% to 0.1%.
본 발명에 따른 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.In the manufacturing method according to the present invention, the semi-finished product subject to the hot rolling process may be, for example, a slab. Slabs in a semi-finished state can be obtained through a continuous casting process after obtaining molten steel of a predetermined composition through a steelmaking process.
상기의 강재를, 예를 들어 슬라브 판재를, 예를 들어 1,150℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서, 예를 들어 1시간 ~ 5시간 동안 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있으며 이에 따라 강재가 균질화되고 열간압연이 가능한 상태가 된다. 상기 재가열 온도가 1,150℃ 미만인 경우에는, 주조시 편석된 성분들이 충분히 재고용되지 못하여 고르게 분포되지 않을 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,250℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립이 조대화되어 항복 강도 저하의 원인이 될 수 있다. 또한, 재가열 온도가 올라갈수록 가열 비용 및 열간압연 온도를 맞추기 위한 추기 시간 소요 등으로 제조 비용 상승 및 생산성 저하를 야기하는 문제점이 있다. 재가열 시간이 1시간 미만인 경우에는, 편석대 감소가 충분하지 않을 수 있고, 5시간을 초과하는 경우에는 결정립 크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다.The steel material, for example, a slab plate, is reheated at a reheating temperature (SRT) of 1,150°C to 1,250°C for, for example, 1 hour to 5 hours. Through this reheating, re-dissolution of components segregated during casting and re-dissolution of precipitates can occur, thereby homogenizing the steel and making it possible for hot rolling. If the reheating temperature is less than 1,150°C, the components segregated during casting may not be sufficiently re-dissolved and may not be evenly distributed. If the reheating temperature exceeds 1,250°C, austenite grains may become coarse, which may cause a decrease in yield strength. In addition, as the reheating temperature increases, there is a problem in that manufacturing costs increase and productivity decreases due to heating costs and additional time required to adjust the hot rolling temperature. If the reheating time is less than 1 hour, the reduction in the segregation zone may not be sufficient, and if it exceeds 5 hours, the grain size may increase and process costs may increase.
이어서, 재가열된 상기 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연은 조압연 및 마무리 압연으로 연속적으로 수행될 수 있다. 상기 열간압연 단계에 의하여, 상기 강재는 열연강재를 형성할 수 있다. 상기 열연강재는 열연강판일 수 있다.Subsequently, the reheated steel is first heated and then hot rolled to adjust its shape. The hot rolling may be performed continuously through rough rolling and finish rolling. By the hot rolling step, the steel can be formed into hot rolled steel. The hot rolled steel may be a hot rolled steel sheet.
상술한 바와 같이, 최종 강판의 성형성 향상을 위해서는 열연 공정에서 망간(Mn) 등의 편석을 최대한 억제하여 균일한 조직을 얻어야 한다. 이를 위하여, 조압연 및 마무리 압연의 온도, 압하율 등의 제어 조건을 적절히 제어하여 상기 망간 편석을 제어하고 띠형태의 밴드 조직의 형성을 억제하여 망간을 균일하게 확산시킴으로써, 최종 템퍼링 열처리 후 경도가 균일한 경질상을 포함하는 초고장력강을 제조할 수 있다.As described above, in order to improve the formability of the final steel sheet, segregation of manganese (Mn), etc. must be suppressed as much as possible during the hot rolling process to obtain a uniform structure. To this end, the control conditions such as temperature and reduction ratio of rough and finish rolling are appropriately controlled to control the manganese segregation and suppress the formation of a band-shaped band structure to spread manganese uniformly, so that the hardness after the final tempering heat treatment is Ultra-high-strength steel containing a uniform hard phase can be manufactured.
이를 위해 상기 조압연 단계는, 예를 들어 1,000℃ ~ 1,150℃에서 수행될 수 있다. 조압연은 조압연 롤을 앞뒤로 왕복하면서 복수의 패스에 걸쳐 수행될 수 있으며, 이때 마지막 패스에서의 압하율은 40% 이상, 예를 들어 40% ~ 50% 범위를 가질 수 있다. 조압연 단계에서 마지막 패스에서의 압하율을 40% 이상으로 높게 함으로써, 오스테나이트를 미세화할 수 있으며, 망간(Mn)의 편석을 감소시킬 수 있다. To this end, the rough rolling step may be performed, for example, at 1,000°C to 1,150°C. Rough rolling may be performed over a plurality of passes while reciprocating the rough rolling roll back and forth, and at this time, the reduction rate in the last pass may be 40% or more, for example, in the range of 40% to 50%. By increasing the reduction ratio in the last pass in the rough rolling stage to 40% or more, austenite can be refined and segregation of manganese (Mn) can be reduced.
또한 상기 마무리 압연 단계에 있어서는 최종 3단 압연롤에서의 압연을 1020℃ 이하, 예를 들어, 880℃ ~ 1020℃ 범에서 수행하되, 1번째 패스의 압하량은 40% 이상이고, 최종 3단 압연롤에서의 합계 압하율은 40% ~ 60%가 되도록 제어되어야 한다. 이때 최종 3단 압연롤의 강판 통과 시간은 가능한 빠르게 수행되어어야 하며, 예를 들어, 2.0초 이하(0 초과)로 제어되어야 한다. 이러한 마무리 압연 단계에서의 압하율 제어를 통해 망간(Mn) 및 인(P)의 편석이 감소될 수 있다.In addition, in the finishing rolling step, rolling on the final 3-stage rolling roll is performed at 1020 ℃ or less, for example, in the range of 880 ℃ ~ 1020 ℃, the reduction amount in the first pass is 40% or more, and the final 3-stage rolling The total reduction ratio in the roll should be controlled to be 40% to 60%. At this time, the steel plate passing time of the final three-stage rolling roll must be performed as quickly as possible and, for example, must be controlled to 2.0 seconds or less (exceeding 0). Segregation of manganese (Mn) and phosphorus (P) can be reduced through control of the reduction rate in this final rolling step.
마무리 압연의 종료온도는 880℃ ~ 980℃의 범위를 가진다. 상기 마무리 압연 종료온도가 880℃ 미만인 경우에는, 압연부하가 급격히 증가하여 생산성이 저하될 수 있다. 상기 마무리 압연 종료 온도가 980℃를 초과하는 경우에는, 결정립이 조대화되어 최종 강재의 강도 저하가 발생할 수 있다. The end temperature of finish rolling ranges from 880℃ to 980℃. If the finishing rolling temperature is lower than 880°C, the rolling load may rapidly increase and productivity may decrease. If the finish rolling temperature exceeds 980°C, crystal grains may become coarse and the strength of the final steel may decrease.
이어서, 상기 열간압연된 강재를 냉각한다. 마무리 압연의 최종 패스 후 냉각 개시까지의 경과 시간은 가능한 빠르게 수행되는 것이 바람직하며, 예를 들어, 경과 시간은 1.5초 이하(0 초과)로 제어되어야 한다 상기 냉각은 공냉 또는 수냉 모두 가능하며, 예를 들어 10℃/초 ~ 50℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 상기 냉각은, 예를 들어 500℃ ~ 700℃의 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/초 미만일 경우에는 석출물의 평균입자 크기가 증가되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 50℃/초를 초과할 경우에는 강재 조직이 경해져서 충격인성이 저하될 수 있다.Next, the hot rolled steel is cooled. The elapsed time from the final pass of finish rolling to the start of cooling is preferably carried out as quickly as possible, for example, the elapsed time should be controlled to 1.5 seconds or less (exceeding 0). The cooling can be done by either air cooling or water cooling, e.g. For example, it can be cooled at a cooling rate of 10℃/sec to 50℃/sec. The cooling is preferably carried out to a coiling temperature of, for example, 500°C to 700°C. If the cooling rate is less than 10°C/sec, the average particle size of the precipitate increases, making it difficult to secure strength. Conversely, if the cooling rate exceeds 50°C/sec, the steel structure becomes hard and impact toughness may decrease.
이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 500℃ ~ 700℃ 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는, 마무리 압연온도와 권취 온도의 급격한 차이로 인해 강재의 표면 품질이 저하될 수 있고, 강도가 증가하여 냉간 압연 시 압연부하가 증가할 수 있다. 상기 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는, 탄질화물 원소를 고용상태로 유지할 수 없고, 원하지 않는 석출물로서 형성될 수 있고, 표면 산화 등으로 후 공정에서 불량이 발생될 수 있다. 상기 권취된 강재는 상온으로 냉각될 수 있다.Next, the hot-rolled steel sheet is wound at a coiling temperature (CT) ranging from, for example, 500°C to 700°C. If the coiling temperature is less than 500°C, the surface quality of the steel may deteriorate due to a sharp difference between the finish rolling temperature and the coiling temperature, and the strength may increase, increasing the rolling load during cold rolling. If the coiling temperature exceeds 700°C, the carbonitride element cannot be maintained in a solid solution, may be formed as an unwanted precipitate, and defects may occur in the post-process due to surface oxidation, etc. The coiled steel may be cooled to room temperature.
연화 열처리 단계Softening heat treatment step
선택적으로, 상기 열연강판을 제조하는 단계를 수행한 후에, 상기 열연강판을, 예를 들어 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서, 예를 들어 1 시간 ~ 10 시간 동안 연화 열처리할 수 있다. 상기 연화 열처리 단계는, 열간 압연 후 냉간 압연 전에 열연강판의 미세 조직의 영향을 효과적으로 제어할 수 있다.Optionally, after performing the step of manufacturing the hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet may be subjected to softening heat treatment at a temperature in the range of 500°C to 650°C, for example, for 1 hour to 10 hours. The softening heat treatment step can effectively control the influence of the microstructure of the hot rolled steel sheet after hot rolling and before cold rolling.
통상적으로 열간 압연공정에서 권취 온도의 변화에 따라 열연강판의 미세 조직 및 물성에 영향을 미친다. 또한, 권취 이후 코일의 냉각 속도에 따라서도 동일한 영향을 미칠 수 있다. 상기 권취 온도의 경우, 강판 전체 폭/길이 방향에 대하여 균일하게 제어하기가 어렵고, 또한, 권취 이후에 야드에서 냉각 시 계절적 요인이나 주변 코일의 적치 여부 등에 의하여 냉각 속도의 변화가 발생할 수 있어, 열연강판의 재질 편차가 심하게 발생하는 경우가 있다. 이러한 열연강판의 물성 변화에 의하여 후속되는 냉간압연 공정에서도 그 영향이 지속적으로 나타나므로, 최종 제품의 품질에 미치는 영향이 크다. 이러한 열연강판의 재질 편차 혹은 미세조직의 영향을 제거하고자, 상기 연화 열처리 단계를 실시할 수 있다.Typically, changes in coiling temperature during the hot rolling process affect the microstructure and physical properties of hot rolled steel sheets. Additionally, the same effect can be had depending on the cooling rate of the coil after winding. In the case of the above coiling temperature, it is difficult to control it uniformly across the entire width/length direction of the steel sheet, and in addition, when cooling in the yard after coiling, changes in the cooling rate may occur due to seasonal factors or whether surrounding coils are stacked, etc. There are cases where there is significant variation in the material of the steel plate. This change in the physical properties of the hot rolled steel sheet continues to affect the subsequent cold rolling process, so it has a significant impact on the quality of the final product. In order to eliminate the influence of material deviation or microstructure of the hot rolled steel sheet, the softening heat treatment step may be performed.
상기 연화 열처리에 의하여, 상기 열연강판은 연질화될 수 있고, 후속의 냉간 압연에서 압연 하중이 줄어 들고, 고장력강을 냉간 압연하는 경우에 흔히 발생하는 두께 편차를 감소시킬 수 있고, 형상 제어를 용이하게 수행할 수 있다.By the softening heat treatment, the hot-rolled steel sheet can be softened, the rolling load in subsequent cold rolling can be reduced, the thickness deviation that commonly occurs when cold rolling high-strength steel can be reduced, and shape control can be facilitated. It can be done.
상기 연화 열처리 온도가 500℃ 미만인 경우에는, 열연강판이 충분히 연질화되지 않으며, 최종적으로 얻어지는 냉연강판에 대한 열간 압연 후의 조직의 영향을 제거할 수 없다. 또한, 상기 연화 열처리 후의 조직이 불균일한 조직으로 형성될 수 있다.If the softening heat treatment temperature is less than 500°C, the hot-rolled steel sheet is not sufficiently softened, and the influence of the structure after hot rolling on the finally obtained cold-rolled steel sheet cannot be eliminated. Additionally, the structure after the softening heat treatment may be formed as a non-uniform structure.
상기 연화 열처리 온도가 650℃를 초과하는 경우에는, 불균일한 오스테나이트 상이 만들어지고, 냉각 과정에서 불필요한 상들이 생성되어 최종 생산 강판의 소둔 조건에 영향을 미칠 수 있다.If the softening heat treatment temperature exceeds 650°C, a non-uniform austenite phase is created, and unnecessary phases are created during the cooling process, which may affect the annealing conditions of the final production steel sheet.
또한, 600℃ 이상에서 장시간의 연화 열처리를 수행하면, 열처리 중에 다양한 합금 탄화물이 석출되고, 그 후의 연속 어닐링 중에 이들 합금 탄화물의 재용해가 곤란해져, 원하는 기계 특성이 얻어지지 않게 될 가능성이 있으므로, 연화 열처리 시간은 10시간 이내로 수행하는 것이 바람직하다.In addition, if softening heat treatment is performed at 600°C or higher for a long time, various alloy carbides are precipitated during the heat treatment, and re-dissolution of these alloy carbides becomes difficult during subsequent continuous annealing, so there is a possibility that the desired mechanical properties may not be obtained. The softening heat treatment time is preferably performed within 10 hours.
냉연강판 제조단계(S120)Cold rolled steel sheet manufacturing stage (S120)
냉연강판 제조단계(S120)에서는, 상기 열연강판을 사용하여 최종 생산 강판의 두께를 맞추기 위해 수행한다. 상기 권취된 열연강판을 산으로 세정하는 산세 처리를 수행한다. 이어서, 상기 산세 처리된 열연강판을 40% ~ 60%의 냉간 압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 형성한다. 상기 냉간 압하율이 40% 미만일 경우에는 후속의 균열 처리에서 재결정을 위한 핵생성양이 적기 때문에 균열 처리시 결정립이 과도하게 성장하여 강도가 급격히 저하될 수 있다. 상기 냉간 압하율이 60%를 초과하는 경우에는, 핵생성 양이 지나치게 많아져 균열 처리에 의하여 형성되는 결정립이 오히려 너무 미세하여 연성이 감소하며, 성형성이 저하될 수 있다.In the cold rolled steel sheet manufacturing step (S120), the hot rolled steel sheet is used to adjust the thickness of the final production steel sheet. Pickling treatment is performed by cleaning the wound hot-rolled steel sheet with acid. Next, the pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a cold rolling reduction rate of 40% to 60% to form a cold-rolled steel sheet. If the cold rolling reduction rate is less than 40%, the amount of nucleation for recrystallization in the subsequent cracking process is small, so grains may grow excessively during the cracking process and the strength may rapidly decrease. If the cold rolling reduction ratio exceeds 60%, the amount of nucleation is excessively large, and the crystal grains formed by cracking are too fine, which may reduce ductility and deteriorate formability.
냉간압연이 완료된 후 소정의 열처리 과정을 거쳐 목표로 하는 최종 미세조직을 얻을 수 있다. 도 3은 본 발명의 일 실시예를 따르는 초고장력 냉연강판의 열처리 이력을 나타낸 그래프이다. 이하 도 1 및 도 3을 참조하여 냉연 강판의 열처리 단계에 대해서 상세히 설명한다. After cold rolling is completed, the target final microstructure can be obtained through a predetermined heat treatment process. Figure 3 is a graph showing the heat treatment history of an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. Hereinafter, the heat treatment step of the cold rolled steel sheet will be described in detail with reference to FIGS. 1 and 3.
1차 균열 처리 단계(S130)First crack treatment step (S130)
1차 균열 처리 단계(S130)에서는, 상기 냉연강판을 통상의 서냉각 구간이 있는 연속 소둔로에서 균열(均熱) 처리할 수 있다. 상기 1차 균열 처리에서는, 상기 냉연강판을 예를 들어 1℃/초 이상의, 예를 들어 1℃/초 ~ 10℃/초의 승온속도로, 예를 들어 Ac3-30℃ ~ 900℃의 1차 균열온도로 가열한다. 상기 1차 균열온도에서, 예를 들어 30초 ~ 200초 동안 유지한다. 상기 1차 균열 처리에 의하여 목표하는 오스테나이트 분율을 확보할 수 있다. 상기 1차 균열 처리 온도가 Ac3-30℃ 미만이거나 유지시간이 30초 미만인 경우에는, 충분한 오스테나이트를 형성하기 어렵고, 페라이트 분율이 높아져 강도 저하가 발생할 수 있다. 상기 1차 균열 처리 온도가 900℃를 초과하거나 유지시간이 200초를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화되거나 생산성이 지나치게 저하될 수 있다.In the first cracking treatment step (S130), the cold-rolled steel sheet can be cracked in a continuous annealing furnace with a normal slow cooling section. In the primary cracking treatment, the cold-rolled steel sheet is subjected to primary cracking at a temperature increase rate of, for example, 1°C/sec or more, for example, 1°C/sec to 10°C/sec, for example, Ac3-30°C to 900°C. Heat to temperature. The first cracking temperature is maintained for, for example, 30 to 200 seconds. The target austenite fraction can be secured by the primary cracking treatment. If the primary cracking temperature is less than Ac3-30°C or the holding time is less than 30 seconds, it is difficult to form sufficient austenite, and the ferrite fraction may increase, resulting in a decrease in strength. If the primary cracking treatment temperature exceeds 900°C or the holding time exceeds 200 seconds, the size of austenite grains may become coarse or productivity may be excessively reduced.
1차 냉각 단계(S140)First cooling step (S140)
1차 냉각 단계(S140)에서는, 상기 1차 균열 처리된 냉연강판을, 예를 들어 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로, 예를 들어 620℃ ~ 720℃의 1차 냉각온도까지 1차 냉각을 수행한다. 상기 냉각은 공냉 방식 또는 수냉 방식으로 수행될 수 있다. 상기 1차 냉각은 서냉 단계로 지칭될 수 있다. 상기 1차 냉각은 최종 미세조직 내에 일정량의 페라이트를 확보하게 하여 소성을 확보하기 위하여 수행된다. 상기 1차 냉각 온도가 620℃ 미만인 경우에는, 페라이트 변태가 지나치게 발생하여 강도 저하가 발생할 수 있다. 상기 1차 냉각 온도가 720℃를 초과하는 경우에는, 후속의 2차 냉각 구간의 온도차이가 크게 증가하여 품질문제가 발생하거나 생산성이 저하될 수 있다.In the primary cooling step (S140), the primary cracked cold-rolled steel sheet is cooled at a cooling rate of, for example, 5°C/sec to 15°C/sec, for example, to a primary cooling temperature of 620°C to 720°C. Perform secondary cooling. The cooling may be performed by air cooling or water cooling. The primary cooling may be referred to as a slow cooling step. The first cooling is performed to ensure plasticity by securing a certain amount of ferrite in the final microstructure. If the primary cooling temperature is less than 620°C, excessive ferrite transformation may occur, resulting in a decrease in strength. If the primary cooling temperature exceeds 720°C, the temperature difference in the subsequent secondary cooling section increases significantly, which may cause quality problems or reduce productivity.
2차 냉각 단계(S150)Secondary cooling step (S150)
2차 냉각 단계(S150)에서는, 상기 1차 냉각된 냉연강판을, 예를 들어 15℃/초 ~ 100℃/초의 냉각속도로, 예를 들어 250℃ ~ 480℃의 2차 냉각온도까지 2차 냉각을 수행한다. 상기 2차 냉각은 급랭 단계로 지칭될 수 있다. 상기 2차 냉각 중에 추가적인 페라이트 변태를 억제하여야 한다. In the secondary cooling step (S150), the primary cooled cold-rolled steel sheet is secondarily cooled to a secondary cooling temperature of, for example, 250°C to 480°C at a cooling rate of 15°C/sec to 100°C/sec. Perform cooling. The secondary cooling may be referred to as a quenching step. Additional ferrite transformation must be suppressed during the secondary cooling.
2차 균열 처리 단계(S160)Second crack treatment step (S160)
2차 균열 처리 단계(S160)에서는, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 250℃ ~ 480℃의 2차 균열온도에서 50초 ~ 300초 동안 2차 균열 처리한다. 2차 균열 처리 단계에는 250℃ ~ 480℃ 온도 범위에서 등온 유지를 수행하여 베이나이트를 일정량으로 생성시킨다. 이때 생성된 베이나이트는 오스테나이트를 분단시키게 되고, 따라서 후속의 냉각에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태될 때, 마르텐사이트의 크기가 감소되는 효과가 있고, 이에 따라 템퍼링 처리 후 형성되는 템퍼드 마르텐사이트의 크기 또한 감소되어 템퍼드 마르텐사이트의 미세화에 기여할 수 있다. In the secondary cracking treatment step (S160), the secondary cooling cold-rolled steel sheet is subjected to secondary cracking treatment at a secondary cracking temperature of 250°C to 480°C for 50 to 300 seconds. In the second cracking treatment step, isothermal maintenance is performed in the temperature range of 250°C to 480°C to generate a certain amount of bainite. The bainite generated at this time splits the austenite, so when the austenite is transformed into martensite in subsequent cooling, the size of martensite is reduced, and thus the tempered martensite formed after tempering treatment. The size of can also be reduced, contributing to the refinement of tempered martensite.
3차 냉각 단계(S170)Third cooling step (S170)
3차 냉각 단계(S170)에서는, 상기 냉연강판을, 예를 들어 상온(0℃ ~ 40℃) ~ 150℃의 3차 냉각온도까지 3차 냉각을 수행한다. 3차 냉각 단계(S170)는 Ms 이하의 온도까지 냉각됨에 따라 오스테나이트가 프레쉬 마르텐사이트로 변태된다. In the third cooling step (S170), the cold rolled steel sheet is thirdly cooled, for example, to a third cooling temperature of room temperature (0°C to 40°C) to 150°C. In the third cooling step (S170), austenite is transformed into fresh martensite as it is cooled to a temperature below Ms.
3차 균열 처리 단계(S180)Third crack treatment step (S180)
3차 균열 처리 단계(S180)에서는, 상기 3차 냉각된 냉연강판을, 예를 들어 1℃/초 이상의, 예를 들어 1℃/초 ~ 10℃/초의 승온속도로, 예를 들어 150℃ ~ 300℃의 3차 균열온도로 가열하고, 상기 1차 균열온도에서, 예를 들어 100초 ~ 30000초 동안 유지한다. 상기 3차 균열 처리 단계에서는, 상기 2차 냉각에서 생성된 프레쉬 마르텐사이트가 템퍼드 마르텐사이트로 변태하고, 탄화물의 갯수가 제어될 수 있고, 잔류 오스테나이트 내에 탄소를 농축하여 안정화될 수 있다. 이에 따라 고강도와 고연신율을 확보할 수 있고, 최종 미세조직을 구성을 유지할 수 있다. 상기 3차 균열 처리 온도가 150℃ 미만이거나 유지시간이 100초 미만인 경우에는, 마르텐사이트의 템퍼링 처리가 부족하게 되거나 잔류 오스테나이트의 안정화가 부족하게 될 수 있다. 상기 3차 균열 처리 온도가 300℃를 초과하거나 유지시간이 30000초를 초과하는 경우에는, 마르텐사이트의 템퍼링 처리가 과도하게 되어 강도 저하가 발생할 수 있고, 또한 잔류 오스테나이트의 상변태가 진행되어 성형성이 저하될 수 있다.In the third cracking treatment step (S180), the thirdly cooled cold-rolled steel sheet is heated at a temperature increase rate of 1°C/sec or more, for example, 1°C/sec to 10°C/sec, for example, from 150°C to 150°C. Heated to a third cracking temperature of 300°C, and maintained at the first cracking temperature for, for example, 100 to 30,000 seconds. In the third cracking treatment step, fresh martensite generated in the second cooling is transformed into tempered martensite, the number of carbides can be controlled, and carbon can be concentrated in the retained austenite to stabilize it. Accordingly, high strength and high elongation can be secured, and the final microstructure can be maintained. If the tertiary cracking treatment temperature is less than 150°C or the holding time is less than 100 seconds, the tempering treatment of martensite may be insufficient or the stabilization of retained austenite may be insufficient. If the tertiary cracking treatment temperature exceeds 300°C or the holding time exceeds 30000 seconds, the tempering treatment of martensite may be excessive and strength may decrease, and phase transformation of retained austenite may occur, reducing formability. This may deteriorate.
3차 균열 처리 단계(S180)가 완료된 후 상기 냉연강판을 1℃/초 ~ 100℃/초의 냉각속도로 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃의 온도로 냉각시킨다. After the third cracking treatment step (S180) is completed, the cold rolled steel sheet is cooled to room temperature at a cooling rate of 1°C/sec to 100°C/sec, for example, to a temperature of 0°C to 40°C.
본 발명의 실시예에 의할 경우, 1차 균열 처리 단계(S130) 이후 서냉 단계를 거쳐 급냉 단계에서 바로 Ms 이하의 온도로 강하시키지 않고 중간에 2차 균열 처리를 거쳐 소정의 함량을 가지는 베이나이트를 형성한 후 Ms 이하로 냉각하는 단계가 수행된다. According to an embodiment of the present invention, after the first cracking treatment step (S130), a slow cooling step is performed, and the temperature is not immediately lowered to Ms or less in the rapid cooling step, but a secondary cracking treatment is performed in the middle to produce bainite having a predetermined content. After forming, a step of cooling to below Ms is performed.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 용융도금 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이며, 도 4는 본 발명의 일 실시예를 따르는 초고장력 용융도금 냉연강판의 시간에 따른 열처리 이력을 나타낸 그래프이다. 도 4에는 용융아연도금 단계(S161) 및 합금화 단계(S162)가 모두 나타나 있다. Figure 2 is a process flowchart schematically showing the manufacturing method of an ultra-high tensile hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention, and Figure 4 is a heat treatment history over time of an ultra-high tensile hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. This is a graph showing . Figure 4 shows both the hot dip galvanizing step (S161) and the alloying step (S162).
본 실시예의 경우, 단계(S110) 내지 단계(S150)는 상술한 비도금 초고장력 냉연강판의 제조방법과 동일하다. In the case of this embodiment, steps (S110) to (S150) are the same as the manufacturing method of the non-plated ultra high tensile strength cold rolled steel sheet described above.
본 실시예의 경우, 도 4에 도시된 바와 같이, 2차 균열 처리가 완료된 냉연 강판은 아연 도금조로 투입되어 용융아연도금단계가 수행된다(도 2의 S161). In the case of this embodiment, as shown in FIG. 4, the cold-rolled steel sheet on which secondary cracking treatment has been completed is put into a galvanizing tank and a hot-dip galvanizing step is performed (S161 in FIG. 2).
혹은 2차 균열 처리 온도에 도달한 후 즉시 아연 도금조로 투입되어 용융아연도금단계가 수행될 수 있다. 이 경우에는 2차 균열 처리 단계(S160)는 용융아연도금단계로 볼 수 있다. Alternatively, after reaching the secondary cracking treatment temperature, it can be immediately put into a galvanizing bath and a hot-dip galvanizing step can be performed. In this case, the second cracking treatment step (S160) can be viewed as a hot-dip galvanizing step.
필요에 따라 추가적으로 용융아연도금 단계 후에 합금화 단계(도 4의 S165)를 수행하여 용융아연도금 강재 및 합금화 용융아연도금 강재로 형성될 수 있다.If necessary, an alloying step (S165 in FIG. 4) is additionally performed after the hot-dip galvanizing step to form hot-dip galvanized steel and alloyed hot-dip galvanized steel.
용융아연도금 단계(S161)Hot dip galvanizing step (S161)
용융아연도금 단계에서는, 상기 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 수행한다. 상기 도금욕의 온도는 도금층을 구성하기 위한 합금 원소의 종류 및 비율, 냉연강판의 성분계에 따라 달라질 수 있고, 예를 들어 450℃ ~ 480℃ 일 수 있다. 상기 냉연강판을 상기 도금욕에 침지하여, 예를 들어 30초 ~ 100초 동안 유지한다. 상기 도금욕 조건에서 냉연강판 표면에 용융아연도금층이 용이하게 형성되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다. In the hot-dip galvanizing step, the cold-rolled steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath to form a hot-dip galvanizing layer. The temperature of the plating bath may vary depending on the type and ratio of alloy elements for forming the plating layer and the composition of the cold rolled steel sheet, and may be, for example, 450°C to 480°C. The cold rolled steel sheet is immersed in the plating bath and maintained for, for example, 30 seconds to 100 seconds. Under the above plating bath conditions, a hot-dip galvanized layer can be easily formed on the surface of the cold rolled steel sheet, and the adhesion of the plating layer can be excellent.
도 4에는 용융도금단계와 합금화단계가 같이 도시되어 있으나, 용융아연도금 단계 이후에 합금화 단계가 수행되지 않을 경우에는 도금이 완료되어 도금조를 빠져나온 강판은 바로 3차 냉각 단계(S170)가 수행되며 따라서 본 단계에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태된다. 이후 3차 균열 처리 단계(S180)가 수행되며, 3차 균열 처리 단계(S180)에 대해서는 이미 위에서 설명한 바 있음으로 중복을 피하기 위해 여기서는 설명을 생략한다. In Figure 4, the hot dip galvanizing step and the alloying step are shown together. However, if the alloying step is not performed after the hot dip galvanizing step, the third cooling step (S170) is immediately performed on the steel sheet that has completed plating and exited the plating bath. Therefore, austenite is transformed into martensite at this stage. Afterwards, the third crack treatment step (S180) is performed. Since the third crack treatment step (S180) has already been described above, the description is omitted here to avoid duplication.
합금화 단계(S165)Alloying step (S165)
필요한 경우, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계를 더 수행할 수 있다. 합금화 단계가 수행되기 위하여 도금이 완료되어 도금조를 빠져나온 강판은 열처리장치 투입되어 합금화 열처리가 수행될 수 있다. 상기 합금화 열처리는, 예를 들어 500℃ ~ 600℃의 온도에서, 예를 들어 1초 ~ 20초 동안 유지하여 수행될 수 있다. 상기 조건으로 합금화 열처리시 용융아연도금층이 안정적으로 성장되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 500℃ 미만인 경우에는, 합금화가 충분히 진행되지 못해 용융아연도금층의 건전성이 저하될 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 600℃를 초과하는 경우에는, 이상역 온도 구간으로 넘어가게 되면서 재질의 변화가 발생할 수 있다. 합금화 열처리가 완료된 후 강판은 3차 냉각 단계(S170)가 수행되며 따라서 본 단계에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태된다. 이후 3차 균열 처리 단계(S180)가 수행되며, 3차 균열 처리 단계(S180)에 대해서는 이미 위에서 설명한 바 있음으로 중복을 피하기 위해 여기서는 설명을 생략한다. If necessary, an alloying heat treatment step may be further performed on the cold rolled steel sheet on which the hot dip galvanized layer is formed. In order to perform the alloying step, the steel sheet that has completed plating and exited the plating bath may be placed in a heat treatment device and subjected to alloying heat treatment. The alloying heat treatment may be performed, for example, at a temperature of 500°C to 600°C, maintained for, for example, 1 second to 20 seconds. Under the above conditions, the hot-dip zinc plating layer can be stably grown during alloying heat treatment, and the adhesion of the plating layer can be excellent. If the alloying heat treatment temperature is less than 500°C, alloying may not proceed sufficiently and the soundness of the hot-dip galvanized layer may deteriorate. When the alloying heat treatment temperature exceeds 600°C, changes in material may occur as the temperature goes into the ideal temperature range. After alloying heat treatment is completed, the steel sheet undergoes a third cooling step (S170), and therefore austenite is transformed into martensite in this step. Afterwards, the third crack treatment step (S180) is performed. Since the third crack treatment step (S180) has already been described above, the description is omitted here to avoid duplication.
실험예Experiment example
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.Below, preferred experimental examples are presented to aid understanding of the present invention. However, the following experimental examples are only intended to aid understanding of the present invention, and the present invention is not limited by the following experimental examples. Any information not described here can be technically inferred by anyone skilled in the art, so description thereof will be omitted.
하기 표 1 및 표 2의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강재를 준비하였다. 표 1 및 표 2에서 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다. 각각의 성분의 함량 단위는 중량%이다.Steel materials having the compositions (unit: weight %) shown in Tables 1 and 2 below were prepared. The remainder in Tables 1 and 2 consists of iron (Fe) and impurities that are inevitably contained in the steelmaking process. The unit of content of each ingredient is weight%.
표 1 및 표 2를 참조하면, 강종 A, 강종 B, 강종D 및 강종 E는 본 발명의 조성 범위를 만족한다. 강종 C는 실리콘의 함량이 본 발명의 조성 범위의 하한에 비하여 낮으며, 망간의 함량이 본 발명의 조성 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있다.Referring to Table 1 and Table 2, steel grade A, steel grade B, steel grade D, and steel grade E satisfy the composition range of the present invention. Steel grade C has the difference that the silicon content is lower than the lower limit of the composition range of the present invention, and the manganese content is higher than the upper limit of the composition range of the present invention.
강종 A 내지 강종 E를 열간압연 및 냉간압연 공정을 수행하여 냉연강판을 각각 형성하였다. Steel grades A to steel E were subjected to hot rolling and cold rolling processes to form cold rolled steel sheets, respectively.
표 3은 실험예들의 초고장력 냉연강판의 열연 공정 조건 값들을 나타낸다. Table 3 shows hot rolling process condition values for ultra-high tensile cold rolled steel sheets in experimental examples.
표 3을 참조하면, 실험예1 내지 실험예10은 본 발명에서 제시한 열연 공정 조건을 만족하여 제조되었다. 다만, 실험예5, 실험예6, 실험예9, 및 실험예10은 600℃에서 2 시간 동안 연화 열처리를 더 수행하였다.Referring to Table 3, Experimental Examples 1 to 10 were manufactured by satisfying the hot rolling process conditions presented in the present invention. However, in Experimental Examples 5, 6, 9, and 10, softening heat treatment was further performed at 600°C for 2 hours.
표 4는 실험예들의 냉간압연 후 열처리 공정 조건 값들을 나타낸다.Table 4 shows the heat treatment process condition values after cold rolling in experimental examples.
표 4를 참조하면, 실험예1 내지 실험예10 중 실험예9는 최종 제품이 도금층이 형성되지 않은 냉연강판(CR)이었고, 나머지는 최종 제품이 합금화 용융아연도금강판(GA)이었다. 실험예1, 실험예7, 실험예9 및 실험예10은 본 발명에서 제시한 공정조건을 모두 만족하여 제조되었다. 표 4의 도금온도는 도금조에서의 용융아연온도를 의미한다.Referring to Table 4, among Experimental Examples 1 to 10, in Experimental Example 9, the final product was cold-rolled steel sheet (CR) without a plating layer, and in the remaining products, the final product was alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA). Experimental Example 1, Experimental Example 7, Experimental Example 9, and Experimental Example 10 were manufactured by satisfying all the process conditions presented in the present invention. The plating temperature in Table 4 refers to the molten zinc temperature in the plating bath.
실험예2는 3차 냉각 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있으며, 실험예3은 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있으며, 실험예4는 1차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮고, 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있으며, 실험예5는 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있으며, 실험예6은 3차 균열 유지시간이 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮은 상이점이 있으며, 실험예8은 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높고, 3차 균열 유지시간이 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮은 상이점이 있다.Experimental Example 2 has a difference in that the tertiary cooling temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention, Experimental Example 3 has a difference in that the tertiary cracking temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention, and Experimental Example 4 has a difference in that the tertiary cracking temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention. There is a difference in that the first cracking temperature is lower than the lower limit of the process range of the present invention, and the third cracking temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention. Experimental Example 5 shows that the third cracking temperature is lower than the lower limit of the process range of the present invention. There is a high difference compared to the upper limit, and in Experimental Example 6, the tertiary crack holding time is lower than the lower limit of the process range of the present invention, and in Experimental Example 8, the tertiary cracking temperature is lower than the upper limit of the process range of the present invention. The difference is that the 3rd crack holding time is low compared to the lower limit of the process range of the present invention.
표 5는 실험예들의 기계적 성질로서, 인장강도(TS), 연신율(EL), 홀확장성(HER) 및 인장강도, 연신율, 및 홀확장성의 곱(TS*EL*HER/1000)을 각각 측정한 결과를 나타낸다. Table 5 shows the mechanical properties of experimental examples, measuring tensile strength (TS), elongation (EL), hole extensibility (HER), and the product of tensile strength, elongation, and hole extensibility (TS*EL*HER/1000), respectively. Shows one result.
표 5를 참조하면, 본 발명에서 제시한 공정조건을 모두 만족한 실험예1, 실험예7, 실험예9 및 실험예10은 인장강도(TS), 연신율(EL), 홀확장성(HER) 및 인장강도, 연신율, 및 홀확장성의 곱(TS*EL*HER/1000)에 대하여 본 발명의 목표 범위를 만족하였다.Referring to Table 5, Experimental Example 1, Experimental Example 7, Experimental Example 9, and Experimental Example 10 that satisfied all the process conditions presented in the present invention had tensile strength (TS), elongation (EL), and hole expandability (HER). and the product of tensile strength, elongation, and hole expandability (TS*EL*HER/1000) satisfied the target range of the present invention.
이에 비해 본 발명에서 제시한 공정조건을 만족하지 못하는 실험예 2, 3, 4, 5, 6 및 8은 기계적 특성이 본 발명의 목표 범위를 만족하지 못하였다. In contrast, in Experimental Examples 2, 3, 4, 5, 6, and 8, which did not satisfy the process conditions presented in the present invention, the mechanical properties did not satisfy the target range of the present invention.
구체적으로, 실험예2, 4 및 5는 인장 강도 및 TS*EL*HER/100이 각각 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었고, 실험예3은 인장 강도가 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었으며, 실험예6은 연신율 및 TS*EL*HER/1000이 각각 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었고, 실험예8은 인장 강도는 본 발명의 목표 범위의 상한에 비해 상한이고 TS*EL*HER/1000이 각각 본 발명의 목표 범위의 하한에 비해 낮은 값을 나타내었다. Specifically, in Experimental Examples 2, 4, and 5, the tensile strength and TS*EL*HER/100 each showed lower values compared to the lower limit of the target range of the present invention, and in Experimental Example 3, the tensile strength was within the target range of the present invention. showed lower values than the lower limit of, and in Experimental Example 6, elongation and TS*EL*HER/1000 each showed lower values than the lower limit of the target range of the present invention, and in Experimental Example 8, the tensile strength of the present invention The upper limit and TS*EL*HER/1000 were lower than the upper limit of the target range of the present invention, respectively, compared to the lower limit of the target range of the present invention.
표 6은 실험예들의 미세조직을 나타낸 것으로서, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트(FM), 및 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 각각의 면적분율, 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 면적비를 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 면적비로 나눈 값(FM/TM ) 및 5 μm 이상 크기의 템퍼드 마르텐사이트의 갯수를 나타낸다. Table 6 shows the microstructure of experimental examples, including the area fractions of ferrite, retained austenite, bainite, fresh martensite (FM), and tempered martensite (TM), and the area ratio of fresh martensite (FM). is divided by the area ratio of tempered martensite (TM) (FM/TM) and represents the number of tempered martensites with a size of 5 μm or more.
실험예1, 실험예7, 실험예9 및 실험예10은 본 발명의 실시예들로서, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트(FM), 및 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 각각의 면적분율, 5 μm 이상의 템퍼드 마르텐사이트의 개수, 및 FM/TM 비율에 대하여 본 발명의 목표 범위를 만족하였다.Experimental Example 1, Experimental Example 7, Experimental Example 9, and Experimental Example 10 are embodiments of the present invention, each of ferrite, retained austenite, bainite, fresh martensite (FM), and tempered martensite (TM). The target range of the present invention was satisfied with respect to area fraction, number of tempered martensites larger than 5 μm, and FM/TM ratio.
이에 비해 실험예2는 베이나이트의 함량 및 FM/TM 비율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높게 나타났다. 실험예 2는 3차 냉각 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 값을 나타내었으며 따라서 베이나이트의 함량이 상대적으로 높은 값을 가짐에 따라 기계적 강도나 낮게 나타나는 것으로 분석되었다. In contrast, in Experimental Example 2, the bainite content and FM/TM ratio were higher than the upper limit of the target range of the present invention. Experimental Example 2 showed that the tertiary cooling temperature was higher than the upper limit of the process range of the present invention, and therefore, it was analyzed that the mechanical strength was low as the bainite content was relatively high.
실험예3은 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있었으며, 페라이트의 면적분율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높은 값을 나타내어 기계적 특성이 목표 범위에 비해 낮은 값을 나타내었다. Experimental Example 3 had a difference in that the 3rd cracking temperature was higher than the upper limit of the process range of the present invention, and the area fraction of ferrite was higher than the upper limit of the target range of the present invention, so the mechanical properties were lower than the target range. indicated.
실험예4는 1차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮고, 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 공정조건이었으며, 에 따라 페라이트의 면적분율이 77%로서 실질적으로 페라이트가 주상인 미세조직을 나타냄에 따라 매우 낮은 인장강도 및 TS*EL*HER 값을 나타내었다. Experimental Example 4 was a process condition in which the first cracking temperature was lower than the lower limit of the process range of the present invention and the third cracking temperature was higher than the upper limit of the process range of the present invention. Accordingly, the area fraction of ferrite was 77%, which was substantially As it showed a microstructure in which ferrite was the main phase, it showed very low tensile strength and TS*EL*HER values.
실험예5는 본 발명의 조성과 비교하여 실리콘의 함량이 낮고 망간의 함량이 높았으며, 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 값을 나타내었다. 이에 FM/TM의 낮은 값을 나타내었으며, 인장 강도 및 TS*EL*HER/1000이 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었다. Experimental Example 5 had a lower silicon content and a higher manganese content compared to the composition of the present invention, and the third cracking temperature was higher than the upper limit of the process range of the present invention. Accordingly, FM/TM showed low values, and tensile strength and TS*EL*HER/1000 showed low values compared to the lower limit of the target range of the present invention.
실험예6은 본 발명의 조성과 비교하여 실리콘의 함량이 낮고 망간의 함량이 높았으며, 3차 균열 유지시간이 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮았다. 이에 충분한 템퍼링이 일어나지 않아, FM/TM 비율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높은 값을 나타내었으며, 이에 따라 연신율 및 TS*EL*HER/1000이 각각 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었다. Experimental Example 6 had a lower silicon content and a higher manganese content compared to the composition of the present invention, and the tertiary crack holding time was lower than the lower limit of the process range of the present invention. As a result, sufficient tempering did not occur, and the FM/TM ratio was higher than the upper limit of the target range of the present invention, and accordingly, the elongation and TS*EL*HER/1000 were lower than the lower limit of the target range of the present invention, respectively. The value is shown.
실험예8은 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높음에 따라과도한 템퍼링에 의해 베이나이트의 면적분율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높고, 이에 본 발명의 목표 범위에 비해 낮은 인장강도 및 TS*EL*HER/1000 값을 나타내었다. Experimental Example 8 shows that as the tertiary cracking temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention, the area fraction of bainite is higher than the upper limit of the target range of the present invention due to excessive tempering, and thus, compared to the target range of the present invention, It showed low tensile strength and TS*EL*HER/1000 values.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.The technical idea of the present invention described above is not limited to the above-described embodiments and the accompanying drawings, and various substitutions, modifications, and changes are possible without departing from the technical idea of the present invention. It will be clear to those skilled in the art.
Claims (14)
항복강도(YS): 850 MPa 이상, 인장 강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀확장성(HER): 25% 이상, 및 TS x EL x HER/1000: 500 이상을 만족하는,
초고장력 냉연강판.By weight, carbon (C): 0.1% to 0.3%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, manganese (Mn): 1.5% to 3.0%, aluminum (Al): >0% to 0.05%, titanium. Total of at least one selected from (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): greater than 0% to 0.05%, phosphorus (P): greater than 0% to 0.02%, sulfur (S): greater than 0% to 0.005 %, nitrogen (N): exceeding 0% ~ 0.006%, and the balance includes iron (Fe) and other inevitable impurities,
Yield strength (YS): 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, elongation (EL): 14% or more, hole extensibility (HER): 25% or more, and TS x EL x HER/1000: 500 satisfying the ideal,
Ultra high tensile cold rolled steel sheet.
상기 초고장력 냉연강판은,
페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가지고,
상기 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20% 범위이고,
상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은 5% ~ 20% 범위이고,
상기 베이나이트의 면적분율은 5% ~ 20% 범위이고,
상기 프레쉬 마르텐사이트와 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율의 합은 나머지 면적분율인,
초고장력 냉연강판.According to claim 1,
The ultra-high tensile cold rolled steel sheet,
It has a mixed structure of ferrite, retained austenite, bainite, fresh martensite, and tempered martensite.
The area fraction of the ferrite is in the range of 10% to 20%,
The area fraction of the retained austenite is in the range of 5% to 20%,
The area fraction of the bainite is in the range of 5% to 20%,
The sum of the area fractions of the fresh martensite and the tempered martensite is the remaining area fraction,
Ultra high tensile cold rolled steel sheet.
상기 템퍼드 마르텐사이트(TM)에 대한 상기 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 비율(FM/TM)은 0.1 초과 0.6 이하인,
초고장력 냉연강판.According to claim 2,
The ratio (FM/TM) of the fresh martensite (FM) to the tempered martensite (TM) is greater than 0.1 and less than or equal to 0.6,
Ultra high tensile cold rolled steel sheet.
상기 템퍼트 마르텐사이트 내의 철계 탄화물의 개수 밀도는 1.0 x 106 (개/mm2) 이상인,
초고장력 냉연강판.According to claim 2,
The number density of iron-based carbides in the tempered martensite is 1.0 x 10 6 (piece/mm 2 ) or more,
Ultra high tensile cold rolled steel sheet.
상기 초고장력 냉연강판은,
상기 템퍼트 마르텐사이트의 결정립 크기는 5 μm 이하인,
초고장력 냉연강판.According to claim 2,
The ultra-high tensile cold rolled steel sheet,
The grain size of the tempered martensite is 5 μm or less,
Ultra high tensile cold rolled steel sheet.
상기 초고장력 냉연강판은,
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함하는,
초고장력 냉연강판.According to claim 1,
The ultra-high tensile cold rolled steel sheet,
The sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): more than 0% to 0.1%,
Ultra high tensile cold rolled steel sheet.
상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 Ac3 - 30℃ ~ 900℃의 1차 균열온도에서 30초 ~ 200초 동안 1차 균열 처리하는 단계;
상기 1차 균열 처리된 냉연강판을 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각 속도로 620℃ ~ 720℃의 1차 냉각온도까지 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 냉연강판을 15℃/초 ~ 100℃/초의 냉각 속도로 250℃ ~ 480℃의 2차 냉각온도까지 2차 냉각하는 단계;
상기 2차 냉각된 냉연강판을 250℃ ~ 480℃의 2차 균열온도에서 50초 ~ 300초 동안 2차 균열 처리하는 단계;
상기 2차 균열 처리된 냉연강판을 150℃ 이하의 3차 냉각온도까지 3차 냉각하는 단계; 및
상기 3차 냉각된 냉연강판을 150℃ ~ 300℃의 3차 균열온도에서 100초 ~ 30000초 동안 3차 균열 처리하는 단계;를 포함하는,
초고장력 냉연강판의 제조방법.By weight, carbon (C): 0.1% to 0.3%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, manganese (Mn): 1.5% to 3.0%, aluminum (Al): >0% to 0.05%, titanium. Total of at least one selected from (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V): greater than 0% to 0.05%, phosphorus (P): greater than 0% to 0.02%, sulfur (S): greater than 0% to 0.005 %, nitrogen (N): exceeding 0% to 0.006%, and the balance comprising iron (Fe) and other unavoidable impurities; manufacturing a hot-rolled steel sheet having an alloy composition;
Manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet;
Primary cracking the cold rolled steel sheet at a primary cracking temperature of Ac3 - 30°C to 900°C for 30 to 200 seconds;
Primary cooling the primary cracked cold-rolled steel sheet to a primary cooling temperature of 620°C to 720°C at a cooling rate of 5°C/sec to 15°C/sec;
Secondary cooling the primary cooled cold rolled steel sheet to a secondary cooling temperature of 250°C to 480°C at a cooling rate of 15°C/sec to 100°C/sec;
Secondary cracking the secondary cooled cold-rolled steel sheet at a secondary cracking temperature of 250°C to 480°C for 50 to 300 seconds;
Thirdly cooling the secondary cracked cold rolled steel sheet to a third cooling temperature of 150°C or lower; and
Processing the thirdly cooled cold-rolled steel sheet at a third cracking temperature of 150°C to 300°C for 100 to 30,000 seconds; comprising,
Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet.
상기 열연강판을 제조하는 단계는,
상기 합금 조성을 갖는 강재를 1,150℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계;
상기 가열된 강재를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강재를 10℃/초 ~ 50℃/초의 냉각 속도로 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 강재를 500℃ ~ 700℃의 권취온도에서 권취하는 단계;를 포함하되,
상기 열간압연하는 단계는,
1,000℃ ~ 1,150℃에서 수행되고, 마지막 패스에서 압하율이 40% ~ 50%인 조압연 단계; 및
880℃ ~ 980℃의 마무리압연 종료온도로 수행되고, 최종 3단 압연롤에서의 압연은 1020℃ 이하에서 압하율의 합계가 40％ 이상이 되도록 수행되며, 1패스 때의 압하량이 40% ~ 60% 범위를 가지는 마무리 압연 단계;를 포함하는,
초고장력 냉연강판의 제조방법.According to claim 7,
The step of manufacturing the hot rolled steel sheet is,
Reheating the steel material having the alloy composition at a reheating temperature of 1,150°C to 1,250°C;
Hot rolling the heated steel material;
Cooling the hot rolled steel at a cooling rate of 10°C/sec to 50°C/sec; and
Including the step of winding the primary cooled steel at a coiling temperature of 500°C to 700°C,
The hot rolling step is,
A rough rolling step performed at 1,000°C to 1,150°C and with a reduction ratio of 40% to 50% in the final pass; and
Finish rolling is performed at an end temperature of 880℃ ~ 980℃, and rolling on the final three-stage rolling roll is performed at 1020℃ or less so that the total reduction ratio is 40% or more, and the reduction amount in one pass is 40% ~ 60%. Comprising: a finishing rolling step having a range of %;
Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet.
상기 마무리 압연 단계에 있어서,
최종 3단의 압연롤의 강판 통과 시간은 2.0 초 이하(0 초과) 범위를 가지는,
초고장력 냉연강판의 제조방법.According to claim 8,
In the finish rolling step,
The steel plate passage time of the final three stages of rolling rolls is in the range of 2.0 seconds or less (exceeding 0),
Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet.
마무리 압연으로부터 상기 열간압연된 강재의 냉각 개시까지의 경과 시간은 1.5초 이하인,
초고장력 냉연강판의 제조방법.According to claim 8,
The elapsed time from finish rolling to the start of cooling of the hot rolled steel is 1.5 seconds or less,
Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet.
상기 열연강판을 제조하는 단계를 수행한 후에,
상기 열연강판을 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서 연화 열처리하는 단계;를 더 포함하는,
초고장력 냉연강판의 제조방법.According to claim 7,
After performing the step of manufacturing the hot rolled steel sheet,
Softening heat treatment of the hot rolled steel sheet at a temperature ranging from 500°C to 650°C; further comprising,
Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet.
상기 2차 균열 처리하는 단계 이후에,
상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계;를 더 포함하는,
초고장력 냉연강판의 제조방법.According to claim 7,
After the secondary crack treatment step,
Further comprising: hot-dip galvanizing the cold-rolled steel sheet,
Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet.
상기 2차 균열 처리하는 단계는, 상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계인,
초고장력 냉연강판의 제조방법.According to claim 12,
The secondary crack treatment step is a step of hot-dip galvanizing the cold-rolled steel sheet,
Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet.
용융아연도금하는 단계 이후에 합금화 처리하는 단계;를 더 포함하는,
초고장력 냉연강판의 제조방법.The method of claim 12 or 13,
Further comprising the step of alloying after the hot-dip galvanizing step,
Manufacturing method of ultra-high tensile cold rolled steel sheet.
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