WO2015174605A1 - 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 Download PDF

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곽재현
류주현
신동석
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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Definitions

  • Figure 2 shows the difference in austenite transformation rate during the holding time at the annealing temperature according to the microstructure before the final annealing.
  • Example 3 is a photograph observing the microstructure of the cold rolled steel sheet (Comparative Example 6) prepared by the conventional Q & P heat treatment.
  • the present inventors have studied in depth how to improve the low ductility of high ductile high strength steel manufactured by conventional Q & P (Quenching & Partitioning) heat treatment. It was confirmed that the physical properties of the product can be improved, and came to complete the present invention.
  • the content of each component means weight% unless otherwise specified.
  • Silicon (Si) is an element that suppresses the precipitation of carbides in ferrite, promotes diffusion of carbon in the ferrite into austenite, and consequently contributes to stabilization of residual austenite.
  • Manganese (Mn) is an element effective in forming and stabilizing residual austenite while controlling the transformation of ferrite. If the Mn content is less than 1.5%, a large amount of ferrite transformation occurs, thereby making it difficult to secure the target strength. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.0%, the phase transformation in the second annealing heat treatment step of the present invention is too delayed. As a large amount of martensite is formed, there is a problem that it is difficult to secure the intended ductility. Therefore, the content of Mn in the present invention is preferably limited to 1.5 ⁇ 3.0%.
  • Phosphorus (P) is an element that can achieve a solid solution strengthening effect, but if the content exceeds 0.04%, there is a problem that the weldability is lowered and the risk of brittleness of steel is increased. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of P to 0.04% or more, more preferably 0.02% or less.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention may further include at least one of Ti, Nb, V, Zr, and W for strength improvement.
  • cold rolled steel sheet of the present invention may further include one or more of Mo, Ni, Cu and Cr.
  • Mo 1% or less (except 0%)
  • Ni 1% or less (except 0%)
  • Cu 0.5% or less (except 0%)
  • Cr 1% or less (except 0%) More than
  • Antimony (Sb) and bismuth (Bi) are elements that enhance the plating surface quality by inhibiting the movement of surface oxides such as Si and Al through grain boundary segregation. In the case of exceeding 0.1%, the above-mentioned effects are saturated, so it is preferable to include less than each.
  • B Boron It has the effect of suppressing soft ferrite transformation at high temperature by improving the hardenability by compounding effect with Mn, Cr, etc., but if the content exceeds 0.01%, excessive B is concentrated on the steel surface during plating and plating adhesion It may be caused to deteriorate, it is preferable to include the content of 0.01% or less.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention that satisfies the above-described composition is a fine structure acicular ferrite having 5% or less of polygonal ferrite having an area fraction ratio of 0.4 and less than 0.4, and a ratio of uniaxial and major axes of 0.4 or less. It is preferable that it consists of acicular residual austenite 25% or less (except 0%) and remainder martensite, including 70% or less (except 0%).
  • Another aspect of the present invention is a hot-dip galvanized steel sheet, which is hot-dipped galvanized on the cold-rolled steel sheet of the present invention, and includes a hot-dip galvanized layer.
  • the hot finish rolling temperature during hot rolling in the present invention is preferably limited to 800 ⁇ 950 °C.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited, but in consideration of the difficulty of subsequent cold rolling due to excessively high hot-rolled sheet strength due to the formation of martensite, it is carried out at Ms (Martensite transformation start temperature) to 750 ° C. It is more preferable.
  • the heating temperature is maintained for more than 500 °C for a long time after the re-heating after cooling, the austenite phase is transformed to pearlite it is impossible to secure the desired microstructure. Therefore, it is preferable to heat up to a temperature of 500 degrees C or less at the time of reheating.
  • the melt alloying heat treatment will inevitably have to be raised to a temperature exceeding 500 °C, the melt alloying heat treatment within 1 minute does not significantly deteriorate the desired properties.
  • the reverse transformation rate to austenite is faster than the conventional annealing process, that is, the continuous annealing process after cold rolling, and the annealing time can be shortened. Due to the advantage that the strength and ductility is advantageous.
  • the first and second annealing heat-treated cold rolled steel plate may be plated to produce a plated steel sheet.
  • the plating treatment is preferably carried out by a hot dip plating method or an alloyed hot dip plating method, and the plating layer formed from them is preferably zinc-based.

Abstract

본 발명은 건축자재, 자동차, 기차 등의 운송수단에 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
본 발명은 건축자재, 자동차, 기차 등의 운송수단에 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
건축자재, 자동차, 기차와 같은 운송수단의 구조부재로 적용되는 강판에 대한 두께를 낮추어 경량화를 이루기 위해, 기존 강재의 강도를 향상시키려는 시도가 많이 이루어지고 있다. 그러나, 이와 같이 강도를 높이는 경우 상대적으로 연성이 저하되는 단점이 발견되었다.
이에, 강도와 연성 간의 관계를 개선하기 위한 연구가 많이 이루어졌으며, 그 결과 저온조직인 마르텐사이트, 베이나이트와 더불어 잔류 오스테나이트 상을 활용하는 변태조직강이 개발되어 적용되고 있는 실정이다.
변태조직강은 소위 DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등으로 구별되며, 이들 각각의 강은 모상과 제2상의 종류 및 분율에 따라 기계적 성질 즉, 인장강도 및 연신율의 수준이 달라지게 되며, 특히 잔류 오스테나이트를 함유하는 TRIP강의 경우에는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS×El)이 가장 높은 값을 나타낸다.
상기와 같은 변태조직강 중 CP강은 다른 강들에 비해 연신율이 낮아 롤 포밍 등의 단순 가공에 국한되어 사용되고, 고연성의 DP강과 TRIP강은 냉간 프레스 성형 등에 적용된다.
상술한 변태조직강들 외에도, 강 중 C 및 Mn을 다량 첨가하여 강의 미세조직을 오스테나이트 단상으로 얻는 TWIP(Twinning Induced Plasticity)강(특허문헌 1)이 있는데, 상기 TWIP강의 경우 인장강도와 연신율의 밸런스(TS×El)가 50,000MPa% 이상으로, 매우 우수한 재질 특성을 보인다.
그런데, 이와 같은 TWIP강을 제조하기 위하여, C의 함량이 0.4중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 25중량% 이상으로 요구되고, C의 함량이 0.6중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 20중량% 이상으로 요구되는데, 이를 만족하지 못하면 모상 중에 쌍정(twinning) 현상을 일으키는 오스테나이트 상이 안정적으로 확보되지 않고, 가공성에 극히 해로운 HCP구조의 입실론 마르텐사이트(ε)와 BCT구조의 마르텐사이트(α')가 형성되기 때문에 상온에서 안정적으로 오스테나이트가 존재할 수 있도록 다량의 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여야 한다. 이와 같이, 합금성분이 다량 첨가되는 TWIP강은 합금성분으로부터 기인하는 문제점으로 인해 주조, 압연 등의 공정이 매우 어려울 뿐만 아니라, 경제적으로도 제조원가가 크게 상승하는 문제점이 있다.
이에, 최근에는 상기 변태조직강인 DP강과 TRIP강 보다는 연성이 높고, TWIP강에 비해서는 연성이 낮으나 제조원가가 낮은 소위 3세대강 혹은 X-AHSS(eXtra Advanced High Strength Steel)의 개발이 이루어지고 있으나, 현재까지 큰 성과를 이루지 못하고 있는 실정이다.
일 예로, 특허문헌 2에는 주조직으로 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트를 형성시키는 방법(Quenching and Partitioning Process, Q&P)이 개시되어 있는데, 이를 활용한 보고(비특허문헌 1)에 의하면 탄소가 0.2% 수준으로 낮은 경우에는 항복강도가 400MPa 내외로 낮은 단점이 있으며, 또한 최종 제품에서 얻어지는 연신율이 기존 TRIP강과 유사한 수준만을 얻음을 확인할 수 있다.
또한, 탄소와 망간의 합금량을 증가시켜 항복강도를 대폭 향상시키는 방법도 도출되었으나, 이러한 경우에는 과도한 합금성분의 첨가로 용접성이 열위한 문제가 있다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제1994-0002370호
(특허문헌 2) 미국 공개공보 제2006-0011274호
(비특허문헌 1) ISIJ International, Vol.51, 2011, p.137-144
본 발명의 일 측면은, 기존 TWIP강 대비 적은 합금원가를 구현하고, 더 우수한 연성을 갖는 냉연강판, 이를 이용하여 제조한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si 및 Al의 합(Si+Al, 중량%)은 1.0% 이상을 만족하고,
미세조직은 면적분율로 단축과 장축의 비가 0.4를 초과하는 폴리고날 페라이트 5% 이하, 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상 페라이트의 분율이 70% 이하, 침상의 잔류 오스테나이트 25% 이하(0%는 제외) 및 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상기 냉연강판에 용융아연도금처리한 용융아연도금강판 및 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리한 합금화 용융아연도금강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1300℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 소둔 및 냉각하는 1차 소둔 단계; 및 상기 1차 소둔 후 Ac1~Ac3 범위의 온도로 가열 및 유지한 다음, 20℃/s 이상의 냉각속도로 Ms~Mf까지 냉각한 후, Ms 이상으로 재가열하여 1초 이상 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 단계를 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 제조방법에 용융아연도금단계를 더 포함하는 용융아연도금강판의 제조방법 및 여기에 합금화 열처리단계를 더 포함하는 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 기존의 DP강 또는 TRIP강과 같은 고연성 변태조직강 및 Q&P(Quenching & Partitioning) 열처리를 거친 Q&P강에 비해, 연성이 우수한 인장강도 780MPa 이상의 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 냉연강판은 건축부재, 자동차강판 등의 산업분야에 대한 활용가능성이 높은 이점이 있다.
도 1은 본 발명에 따른 소둔공정의 일 예를 나타낸 것이다 (도 1의 (b)에서 점선은 용융합금화도금시의 열이력을 나타낸 것이다.).
도 2는 최종 소둔전 미세조직에 따른 소둔온도에서의 유지시간 동안 오스테나이트 변태속도의 차이를 나타낸 것이다.
도 3은 기존 Q&P 열처리에 의해 제조된 냉연강판(비교예 6)의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 4는 본 발명에 의해 제조된 냉연강판(발명예 12)의 미세조직을 관찰한 사진이다.
본 발명자들은 기존 Q&P(Quenching & Partitioning) 열처리를 통해 제조되는 고연성 고강도 강의 낮은 연성을 개선하는 방안에 대하여 깊이 연구한 결과, Q&P 열처리 이전의 초기조직을 제어함으로써 최종 Q&P 열처리 후 조직의 미세화 및 최종 제품의 물성 개선이 가능함을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 연성이 우수한 고강도 냉연강판은 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si 및 Al의 합(Si+Al, 중량%)은 1.0% 이상을 만족하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에서 제공하는 냉연강판의 합금 성분조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.1~0.3%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소로서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 안정화 및 강도 확보를 위해서 첨가되는 중요 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 주편 결함이 발생할 위험성이 증가할 뿐만 아니라, 용접성도 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.1~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~2.0%
실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 결과적으로 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 열간 및 냉간압연성이 매우 열위하며, 강 표면에 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.1~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.005~1.5%
알루미늄(Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용을 하는 원소로서, 이를 위해서는 그 함량이 0.005% 이상을 유지하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 상기 Si과 같이 페라이트 내에서 탄화물의 생성 억제를 통해 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 Al의 함량이 1.5%를 초과하게 되면 주조시 몰드 플러스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, 역시 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.005~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
앞서 언급한 바와 같이, Si 및 Al 모두 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이를 효과적으로 달성하기 위해서는 Si과 Al의 함량 함(Si+Al, 중량%)이 1.0% 이상을 만족하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.5~3.0%
망간(Mn)은 페라이트의 변태를 제어하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화시키는데 유효한 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 페라이트 변태가 다량 발생하여 목표로 하는 강도의 확보가 어려워지는 문제가 있으며, 반면 3.0%를 초과하게 되면 본 발명의 2차 소둔 열처리 단계에서의 상변태가 너무 지연되어 마르텐사이트가 다량 형성됨에 따라, 의도하는 연성의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.5~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.04% 이하(0%는 제외)
인(P)은 고용강화 효과를 얻을 수 있는 원소이지만, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 강의 취성(brittleness)이 발생할 위험성이 커지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 P의 함량을 0.04% 이항, 보다 바람젝하게는 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.015% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으므로, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다. 따라서, 본 발명에서는 0.015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.02% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이지만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 강의 취성이 발생할 위험성이 증가하게 되고, Al과 반응하여 AlN이 과다하게 석출됨에 따라 연주품질이 저하하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 N의 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 냉연강판은 상술한 성분 이외에도, 강도 향상 등을 위하여 Ti, Nb, V, Zr 및 W 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Ti: 0.005~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.1%, Zr: 0.005~0.1% 및 W: 0.005~0.5% 중 1종 이상
티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 지르코늄(Zr) 및 텅스텐(W)은 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소로서, 그 함량이 각각 0.005% 미만이면 상술한 효과를 확보하기 어려워지는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 Ti, Nb, V 및 Zr의 경우 0.1%, W의 경우 0.5%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 제조비용이 크게 상승하는 문제가 있으며, 석출물이 과다하게 형성되어 오히려 연성이 크게 저하되는 문제가 있다.
또한, 본 발명의 냉연강판은 Mo, Ni, Cu 및 Cr 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Mo: 1% 이하(0%는 제외), Ni: 1% 이하(0%는 제외), Cu: 0.5% 이하(0%는 제외) 및 Cr: 1% 이하(0%는 제외) 중 1종 이상
몰리브덴(Mo), 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr)은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이들 원소들은 C, Si, Mn, Al 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 원소들의 함량이 Mo, Ni 및 Cr의 경우 1.0%, Cu의 경우 0.5%를 초과하게 되면 제조비용이 과다하게 상승하게 되는 문제가 있으므로, 상기 함량을 초과하게 않도록 제어하는 것이 바람직하다.
또한, Cu를 첨가하는 경우 열연시 취성을 야기할 수 있으므로, 이때 Ni이 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.
더불어, 본 발명의 냉연강판은 Sb, Ca, Bi 및 B 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Sb: 0.04% 이하(0%는 제외), Ca: 0.01% 이하(0%는 제외), Bi: 0.1% 이하(0%는 제외) 및 B: 0.01% 이하(0%는 제외) 중 1종 이상
안티몬(Sb)과 비스무스(Bi)는 입계편석을 통한 Si, Al 등의 표면 산화원소의 이동을 저해하여 도금표면품질을 향상시키는 효과가 있는 원소로서, 그 함량이 Sb의 경우 0.04%, Bi의 경우 0.1%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되므로, 각각 그 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca)은 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유리한 원소로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되므로, 0.01% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
보론(B) Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜 고온에서 연질 페라이트 변태를 억제하는 효과가 있으나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 도금시 강 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 냉연강판은 미세조직으로 면적분율로 단축과 장축의 비가 0.4를 초과하는 폴리고날(polygonal) 페라이트를 5% 이하, 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상(accicular) 페라이트를 70% 이하(0%는 제외)로 포함하면서, 침상의 잔류 오스테나이트 25% 이하(0%는 제외) 및 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
이때, 상기 침상 페라이트와 침상의 잔류 오스테나이트는 혼합하여 면적분율 60% 이상으로 포함하고, 상기 마르텐사이트는 40% 이하로 포함하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 침상 페라이트와 침상의 잔류 오스테나이트 분율 합이 60% 미만이면 상대적으로 마르텐사이트의 분율이 급격히 증가하여 강의 강도 확보에는 유리한 반면, 충분한 연성을 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.
상기 침상 페라이트와 침상의 잔류 오스테나이트는 본 발명의 주 조직으로서, 강도 및 연성 확보에 유리한 조직이다. 본 발명은 후술하는 제조공정에서 열처리로 인해 마르텐사이트가 일부 포함되므로, 상기 침상 페라이트와 침상의 잔류 오스테나이트의 분율은 두 상을 합하여 95% 이하로 포함한다.
특히, 상기 침상의 잔류 오스테나이트는 강도 및 연성의 밸런스를 유리하게 확보하기 위한 필수조직으로서, 그 분율이 너무 과다하여 25%를 초과하게 되면 탄소가 분산되어 확산됨에 따라 잔류 오스테나이트의 안정화가 충분해지지 못하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 침상의 잔류 오스테나이트의 분율은 25% 이하(0%는 제외)를 만족하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서 상기 침상 페라이트는 2차 소둔 열처리시에 형성되는 베이나이트상을 포함하는 것을 의미한다. 보다 구체적으로, 본 발명은 강 성분 중 Si와 Al에 의해 통상의 베이나이트와는 달리 카바이드(carbide)의 석출이 없는 베이나이트상이 형성되는데, 실질적으로 카바이드 석출이 없는 베이나이트는 침상 페라이트와의 구별이 어려운 실정이다. 여기서, 상기 침상 페라이트는 2차 소둔 열처리의 초기 열처리공정에서 형성되며, 상기 카바이드 석출이 없는 베이나이트는 2차 소둔 열처리의 재가열 후의 열처리공정에서 형성된다.
상기 폴리고날 페라이트는 강의 항복강도를 낮추는 역할을 하므로 5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 미세조직을 만족하는 본 발명의 냉연강판은 인장강도가 750MPa 이상이고, 기존의 Q&P 열처리를 통해 제조된 강판에 비해 우수한 연성을 확보할 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 냉연강판은 후술하는 제조공정을 통해 제조되며, 이때 1차 소둔 단계 후의 미세조직 즉, 2차 소둔 단계 이전의 미세조직이 면적분율 90% 이상의 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
이는, 최종 2차 소둔 단계를 거쳐 제조되는 냉연강판의 강도 및 연성을 우수하게 확보하기 위한 것으로서, 만일 1차 소둔 후 확보된 저온조직상의 분율이 90% 미만이면 상술한 바와 같이 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 저온조직상으로 이루어지는 본 발명의 냉연강판을 얻을 수 없게 된다.
본 발명의 다른 일 측면인 용융아연도금강판은 상술한 본 발명의 냉연강판에 용융아연도금처리된 것으로서, 용융아연도금층을 포함한다.
또한, 본 발명은 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리된 것으로서, 합금화 용융아연도금층을 포함하는 합금화 용융아연도금강판을 제공한다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 냉연강판은, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정의 조건에 대하여 상세히 설명한다.
(강 슬라브 재가열)
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이는 1000~1300℃의 온도범위에서 행하는 것이 보다 바람직하다.
상기 재가열시 온도가 1000℃ 미만이면 압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 반면 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 과다해지는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 재가열 공정은 1000~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
(열간압연)
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하고, 이때 열간 마무리 압연은 800~950℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
상기 열간 마무리 압연시 압연온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하여 압연이 어려워지는 문제가 있으며, 반면 열간 마무리 압연온도가 950℃를 초과하게 되면 압연롤의 열피로가 크게 증가하여 수면단축의 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서 열간압연시 열간 마무리 압연온도는 800~950℃로 제한하는 것이 바람직하다.
(권취)
상기에 따라 제조된 열연강판을 권취하고, 이때 권취온도는 750℃ 이하인 것이 바람직하다.
권취시 권취온도가 너무 높으면 열연강판 표면에 스케일이 과다하게 발명하여 표면결함을 유발하고, 도금성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, 권취공정은 750℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, 마르텐사이트의 형성에 의한 열연판 강도가 과도하게 높아짐에 따른 후속 냉간압연의 어려움을 고려하여 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)~750℃에서 실시하는 것이 보다 바람직하다.
(냉간압연)
상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 산화층을 제거한 다음, 강판의 형상과 두께를 맞추기 위해 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조하는 것이 바람직하다.
통상, 냉간압연은 고객이 요구하는 두께를 확보하기 위하여 실시하며, 이때 압하율의 제한은 없으나, 후속 소둔공정에서의 재결정시 조대 페라이트 결정립의 생성을 억제하기 위하여 25% 이상의 냉간압하율로 실시하는 것이 바람직하다.
(소둔)
본 발명은 최종 미세조직으로 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상 페라이트 및 침상의 잔류 오스테나이트상을 주상으로 포함하는 냉연강판을 제조하기 위한 것으로서, 이와 같은 냉연강판을 얻기 위해서는 후속하는 소둔 공정의 제어가 중요하다. 특히, 본 발명에서는 소둔시 탄소, 망간 등의 원소들의 재분배(partitioning)로부터 목적하는 미세조직을 확보하기 위하여, 통상의 냉간압연 후 Q&P 연속 소둔 공정이 아닌, 후술하는 바와 같이 1차 소둔을 통해 저온조직을 확보하고, 이어서 2차 소둔시에 Q&P 열처리를 실시하는 것을 특징으로 한다.
1차 소둔
먼저, 상기 제조된 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 소둔한 후 냉각하는 1차 소둔 열처리를 행하는 것이 바람직하다 (도 1의 (A) 참조).
이는, 1차 소둔 열처리된 냉연강판의 미세조직의 주상을 면적분율 90% 이상의 베이나이트 및 마르텐사이트로 얻기 위한 것으로서, 소둔 온도가 Ac3에 미치지 못하면 연질의 폴리고날 페라이트가 다량 형성되어, 후속하는 2차 소둔 열처리시의 2상역 소둔시 기형성된 폴리고날 페라이트에 의해 미세한 최종 조직을 얻는 효과가 저감하는 문제가 있다.
2차 소둔
상기 1차 소둔 열처리 완료 후, Ac1~Ac3의 범위로 가열 및 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 열처리(Quenching & Partitioning 열처리)를 행하는 것이 바람직하다 (도 1의 (B) 참조).
본 발명에서 Ac1~Ac3의 범위로 가열하는 것은 소둔시 오스테나이트로의 합금원소 분배를 통해 오스테나이트의 안정성을 확보하여 상온에서의 최종 조직에서 잔류 오스테나이트를 확보하기 위한 것으로서, 가열 후 그 온도에서 유지하는 것으로부터 1차 소둔 열처리 후 형성된 저온조직상(베이나이트 및 마르텐사이트)의 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 재분배를 유도할 수 있게 된다. 이때의 재분배를 1차 재분배라고 칭한다.
이때, 합금원소들의 1차 재분배를 위한 유지는 합금원소들이 오스테나이트 쪽으로 충분히 확산되도록 실시하면 되므로, 그 시간에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 유지시간이 너무 과도해지면 생산성이 저하될 우려가 있으며, 재분배 효과도 포화되므로, 이를 고려하여 2분 이하로 실시하는 것이 바람직하다.
상기에 따라 합금원소들의 1차 재분배를 완료한 다음, Ms(마르텐사이트 변태개시온도)~Mf(마르텐사이트 변태종료온도) 범위의 온도로 냉각하고, 이를 다시 Ms 이상으로 재가열하여 다시 합금원소들의 재분배를 유도하는 것이 바람직하며, 이때의 재분배를 2차 재분배라고 칭한다.
상기 냉각시 평균 냉각속도는 20℃/s 이상인 것이 바람직하며, 이는 냉각시 폴리고날 페라이트의 형성을 억제하기 위함이다.
상기 냉각 후 재가열시 가열온도가 500℃를 초과하여 장시간 유지하게 되면 오스테나이트 상이 펄라이트로 변태되어 원하는 미세조직을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 재가열시 500℃ 이하의 온도까지 가열하는 것이 바람직하다. 다만, 용융 합금화 열처리시에는 불가피하게 500℃를 초과하는 온도로 높여야 할 것이나, 1분 이내의 용융 합금화 열처리는 얻고자 하는 물성을 크게 열화시키지 않는다.
한편, 소둔 후 냉각시 강판의 사행 등을 억제하기 위하여 소둔직후 서냉각 구간을 통과시킬 수 있으나, 이러한 서냉각 구간에서 폴리고날 페라이트로의 변태를 최대한 억제하여야 본 발명에서 의도하는 미세조직 및 물성을 확보할 수 있다.
본 발명에 따른 소둔 공정을 적용할 경우, 기존의 소둔 공정 즉 냉간압연 후 연속소둔공정을 행하는 경우에 비하여 오스테나이트로의 역변태 속도가 빨라져, 소둔시간을 단축시킬 수 있을 뿐만 아니라, 조직의 미세화로 인한 강도 및 연성 확보가 유리해지는 장점이 있다.
이는, 도 2를 통해 확인할 수 있다. 도 2는 소둔시 소둔온도에서의 유지시간 동안 오스테나이트로로 변태하는 것을 시간의 함수로 나타낸 것으로서, 기존 냉간압연판을 이용한 연속소둔공정(red line)에 비하여, 본 발명과 같이 1차 소둔 단계에서 저온조직을 확보하고, 추가로 소둔 공정(2차 소둔 단계)을 적용하는 경우(green line) 더 짧은 시간 내에 오스테나이트로의 변태가 완료되는 것을 확인할 수 있다.
이와 같이, 본 발명은 1차 소둔 단계 후 형성된 저온조직을 Ac1~Ac3 범위로 가열 및 유지하여 빠른 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 1차 재분배를 유도하고, 이를 다시 냉각, 재가열하여 2차 재분배를 유도함으로써, 기존의 Q&P 열처리에서 얻어지는 조직대비 미세하고, 우수한 연성을 확보할 수 있게 된다.
(도금)
상기 1차 및 2차 소둔 열처리된 냉연강판을 도금처리하여 도금강판을 제조할 수 있다. 이때, 도금처리는 용융도금법 또는 합금화 용융도금법으로 실시하는 것이 바람직하며, 이들로부터 형성된 도금층은 아연계인 것이 바람직하다.
상기 용융도금법을 이용하는 경우에는 아연도금욕에 침지하여 용융도금강판으로 제조할 수 있으며, 합금화 용융도금법의 경우에도 통상의 합금화 용융도금처리를 수행함으로써 합금화 용융도금강판을 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용융금속을 진공용해를 통해 두께 90mm, 폭 175mm의 잉곳으로 제조한 다음, 이를 1200℃에서 1시간 동안 재가열하여 균질화 처리한 후 Ar3 이상의 온도인 900℃ 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 냉각한 후 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉시킴으로써 열연권취를 모사하였다. 이 열간압연된 판재를 50~60%의 냉간압하율로 냉간압연 한 후, 하기 표 2의 조건으로 소둔 열처리를 행하여 최종 냉연강판을 제조하였으며, 각각의 냉연강판에 대하여 조직 분율 및 항복강도, 인장강도 및 연신율을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
표 1
구분 성분조성 (중량%) Bs(℃) Ms(℃) Ac1(℃) Ac3(℃)
C Si Mn Ni P S Sol.Al Ti Nb B N
발명강1 0.15 1.51 2.21 - 0.011 0.005 0.03 - - - 0.003 591 408 743 852
발명강2 0.18 1.45 2.22 - 0.012 0.004 0.51 0.021 - 0.0011 0.004 582 395 741 1043
발명강3 0.20 1.60 2.80 - 0.010 0.003 0.05 - - - 0.004 524 369 740 834
발명강4 0.24 1.53 2.11 0.5 0.013 0.005 0.03 - - - 0.004 557 364 736 829
발명강5 0.21 1.50 2.60 - 0.011 0.004 0.04 0.020 - - 0.004 539 371 739 838
발명강6 0.18 1.41 2.60 - 0.012 0.004 0.49 0.019 0.024 - 0.004 547 384 736 1021
비교강1 0.08 1.38 1.71 - 0.011 0.005 0.04 - - - 0.003 655 453 745 887
비교강2 0.18 1.51 3.41 - 0.010 0.005 0.03 -- - - 0.004 475 359 730 808
비교강3 0.28 1.65 4.95 - 0.011 0.003 0.04 -- - - 0.004 309 270 718 752
(상기 표 1에서, Bs= 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo, Ms= 539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo, Ac1= 723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W 및 Ac3= 910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+120As+400Ti 이다. 여기서, 화학원소는 첨가된 원소의 중량%를 의미하며, Bs는 베이나이트 변태개시온도, Ms는 마르텐사이트 변태개시온도, Ac1은 승온시 오스테나이트 변태개시온도, Ac3 승온시 오스테나이트로 단상열처리 개시온도를 의미한다.)
표 2
강종 구분 최종 소둔전 조직 최종 소둔 조건 (℃) 조직분율(%) 물성
소둔온도 냉각온도 재가열온도 과시효온도 PF LF LA M 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%)
발명강1 발명예1 M 790 250 440 none 5 66 12 17 576 850 28.0
발명예2 M 790 350 440 none 5 64 11 20 568 872 27.5
발명예3 B 790 350 440 none 5 65 9 21 540 868 24.6
발명강2 비교예1 냉연조직 790 250 440 none 60 16 4 20 380 1060 16.5
비교예2 냉연조직 790 350 440 none 61 18 5 16 365 982 17.1
발명예4 M 790 250 440 none 2 66 11 21 505 996 22.3
발명예5 M 790 350 440 none 2 62 10 26 471 1005 21.1
발명예6 B 790 350 440 none 2 64 8 26 454 1020 18.5
발명강3 비교예3 냉연조직 790 250 440 none 53 9 6 32 419 1136 15.3
발명예7 M 790 250 440 none 2 50 10 38 510 1186 18.3
발명예8 M 790 350 440 none 2 51 10 37 502 1175 18.6
발명강4 발명예9 M 790 250 440 none 1 60 13 26 591 986 26.9
발명예10 M 790 350 440 none 1 55 12 32 550 1008 25.9
발명강5 비교예4 냉연조직 790 350 440 none 50 10 7 33 480 1286 14.6
발명예11 M 790 250 440 none 2 50 11 37 506 1226 17.2
발명예12 M 790 350 440 none 2 51 11 36 515 1247 18.1
발명강6 발명예13 M 790 250 440 none 2 60 8 30 554 1248 15.7
발명예14 M 790 350 440 none 2 58 7 33 564 1250 14.6
발명예15 B 790 350 440 none 2 61 5 32 544 1256 13.6
비교강1 비교예5 M 790 350 440 none 25 55 13 7 463 644 32.7
비교강2 비교예6 M 790 250 440 none 2 48 3 47 643 1440 9.7
비교예7 M 790 350 440 none 2 52 6 40 784 1530 9.9
비교예8 B 790 none none 440 2 50 5 43 739 1520 11.3
비교강3 비교예9 냉연조직 730 150 440 none 40 3 5 52 1150 1185 12.0
비교예10 M 730 150 440 none 2 40 6 52 1080 1201 13.1
(상기 표 2의 최종 소둔전 조직에서 'M'은 마르텐사이트, 'B'는 베이나이트를 나타낸다. 또한, 조직분율에서 'PF'는 폴리고날 페라이트, 'LF' 침상형 페라이트, 'LA'는 침상형 잔류 오스테나이트를 나타내며, 'M'은 Q&P 열처리시 생성된 tempered 마르텐사이트와 최종냉각 도중에 생성된 fresh 마르텐사이트를 포함한다. 여기서, tempered 마르텐사이트와 fresh 마르텐사이트의 명백한 구별을 위해서는 현미경을 활용한 정밀한 관찰이 요구되므로, 본 실시예에서는 이를 통합하여 표현한다.
또한, 상기 표 2에서 최종 소둔전 미세조직이 '냉연조직'인 실시예들은 냉간압연 후 최종 소둔(Q&P 열처리)을 실시한 것이고, 최종 소둔전 미세조직이 'M 또는 B'인 실시예들은 본 발명에서 제안하는 소둔공정 즉, 1차 소둔 단계(저온조직 확보를 위한 열처리 공정)를 적용한 것이다.
또한, 상기 표 2에서 냉각온도는 최종 소둔시(본 발명의 2차 소둔 단계를 의미함) Ms~Mf 범위로 냉각한 온도를 나타낸 것이고, 재가열 온도는 2차 재분배를 위하여 승온한 온도를 나타낸 것이다. 상기 과시효 온도가 'none'으로 표시된 실시예는 일반 연속소둔공정의 과시효 처리가 적용된 실시예이다.)
상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 성분계가 동일한 강종임에도 냉연조직을 Q&P 열처리한 경우에 비해, 1차 소둔을 통해 저온조직으로 변태시킨 후 최종 소둔을 행한 경우에서 연신율이 향상되었음을 확인할 수 있다.
이는, 도 3 및 4에 나타낸 바와 같이, 통상의 Q&P 열처시 형성되는 폴리고날 페라이트의 분율을 극도로 억제하는 본 발명의 소둔 공정에 의해 침상 페라이트 및 침상의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있음에 기인한다.
한편, 본 발명의 소둔 공정을 적용한다 할지라도, 성분조성 중 탄소량이 부족한 경우(비교강 1)에는 목표로 하는 강도의 확보가 어려웠으며, Mn의 함량이 과다하게 높은 경우(비교강 2 및 비교강 3)에는 과량의 Mn으로부터 기인한 상변태의 지연으로 형성된 다량의 마르텐사이트 변태로 인하여 연성이 매우 저하되어 예강 수준의 연성을 확보하는 것을 확인할 수 있다. 특히, 오스테나이트역 확대원소인 Mn이 매우 높은 비교강 3의 경우에는 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 Ac1과 Ac3의 범위가 매우 좁아서 소둔 공정성 확보에도 어려움이 크다.
상기 결과로 볼 때, 본 발명에 따라 제조되는 냉연강판은 780MPa 이상의 인장강도 및 우수한 연신율을 확보할 수 있어서, 기존의 Q&P 열처리 공정을 통해 제조된 강재에 비해 구조부재에 적용하기 위한 냉간성형을 용이하게 행할 수 있는 장점이 있다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합(Si+Al, 중량%)은 1.0% 이상을 만족하고,
    미세조직은 면적분율로 단축과 장축의 비가 0.4를 초과하는 폴리고날 페라이트 5% 이하, 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상 페라이트의 분율이 70% 이하(0%는 제외), 침상의 잔류 오스테나이트 25% 이하(0%는 제외) 및 잔부 마르텐사이트를 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트를 면적분율 40% 이하(0은 제외)로 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 바나듐(V): 0.005~0.1%, 지르코늄(Zr): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 몰리브덴(Mo): 1% 이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외) 및 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 안티몬(Sb): 0.04% 이하(0%는 제외), 칼슘(Ca): 0.01% 이하(0%는 제외), 비스무스(Bi): 0.1% 이하(0%는 제외) 및 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
  6. 제 1항 내지 제 5항 중 어느 한 항의 냉연강판에 용융아연도금처리된 것인, 연성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  7. 제 6항의 용융아연도금강판에 합금화 열처리된 것인, 연성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si 및 Al의 합(Si+Al, 중량%)은 1.0% 이상을 만족하는 강 슬라브를 1000~1300℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 소둔 및 냉각하는 1차 소둔 단계; 및
    상기 1차 소둔 후 Ac1~Ac3 범위의 온도로 가열 및 유지한 다음, 20℃/s 이상의 냉각속도로 Ms~Mf까지 냉각한 후, Ms 이상으로 재가열하여 1초 이상 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 단계를 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 냉연강판은 상기 2차 소둔 단계 이전의 미세조직이 면적분율로 90% 이상의 베이나이트 및/또는 마르텐사이트를 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 바나듐(V): 0.005~0.1%, 지르코늄(Zr): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 1% 이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외) 및 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 안티몬(Sb): 0.04% 이하(0%는 제외), 칼슘(Ca): 0.01% 이하(0%는 제외), 비스무스(Bi): 0.1% 이하(0%는 제외) 및 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
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EP15792948.0A EP3144406B1 (en) 2014-05-13 2015-01-09 High-strength cold rolled steel sheet having excellent ductility, hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017141588A1 (ja) * 2016-02-18 2017-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2017141587A1 (ja) * 2016-02-18 2017-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN108431273A (zh) * 2015-12-15 2018-08-21 Posco公司 表面质量及点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
EP3395977A4 (en) * 2015-12-23 2018-10-31 Posco High strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility, hole-forming property and surface treatment property, molten galvanized steel sheet, and method for manufacturing same
CN108884536A (zh) * 2016-03-28 2018-11-23 Posco公司 屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们的制造方法
CN110662854A (zh) * 2017-06-30 2020-01-07 Posco公司 液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板及其制造方法
CN113811632A (zh) * 2019-11-20 2021-12-17 现代制铁株式会社 具有高强度和高成形性的钢板及其制造方法

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104532126B (zh) * 2014-12-19 2017-06-06 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR101808431B1 (ko) * 2016-06-21 2017-12-13 현대제철 주식회사 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR101858852B1 (ko) * 2016-12-16 2018-06-28 주식회사 포스코 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2018189950A1 (ja) * 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
KR101968001B1 (ko) 2017-09-26 2019-04-10 주식회사 포스코 연신율이 우수한 기가급 초고강도 냉연강판 및 제조방법
KR101977491B1 (ko) 2017-11-08 2019-05-10 주식회사 포스코 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2019092482A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019092483A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019092481A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
US11920209B2 (en) 2018-03-08 2024-03-05 Northwestern University Carbide-free bainite and retained austenite steels, producing method and applications of same
KR102098501B1 (ko) * 2018-10-18 2020-04-07 주식회사 포스코 방진성 및 성형성이 우수한 고망간 강재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 강재
KR102276740B1 (ko) * 2018-12-18 2021-07-13 주식회사 포스코 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
ES2911661T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío de alta resistencia
EP3754037B1 (en) * 2019-06-17 2022-03-02 Tata Steel IJmuiden B.V. Method of heat treating a high strength cold rolled steel strip
ES2911656T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
ES2911655T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
WO2021089851A1 (en) * 2019-11-08 2021-05-14 Ssab Technology Ab Medium manganese steel product and method of manufacturing the same
KR102321297B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102353611B1 (ko) * 2019-12-18 2022-01-20 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102321295B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN111455282B (zh) * 2020-05-11 2021-03-16 武汉钢铁有限公司 采用短流程生产的抗拉强度≥1500MPa淬火配分钢及方法
KR102468040B1 (ko) * 2020-10-13 2022-11-17 주식회사 포스코 연성 및 가공성이 우수한 고강도 용융아연도금판 및 그 제조방법
KR102468051B1 (ko) 2020-10-23 2022-11-18 주식회사 포스코 연성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
WO2022123289A1 (en) 2020-12-08 2022-06-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR20230004237A (ko) * 2021-06-29 2023-01-06 현대제철 주식회사 냉연 강판 및 그 제조방법
CN113549835B (zh) * 2021-07-22 2022-08-09 王军祥 一种高屈服强度、高韧塑性精轧螺纹钢筋及其生产方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20040091751A (ko) * 2002-03-18 2004-10-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연성 및 내피로특성에 우수한 고장력 용융 아연도금강판의제조방법
KR20110119285A (ko) * 2010-04-27 2011-11-02 주식회사 포스코 고강도 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR20130027794A (ko) * 2011-09-08 2013-03-18 현대하이스코 주식회사 저항복비형 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법
KR20130027793A (ko) * 2011-09-08 2013-03-18 현대하이스코 주식회사 연성이 우수한 인장강도 1180ＭＰａ급 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법
KR20130046966A (ko) * 2011-10-28 2013-05-08 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 제조 방법
KR20130143278A (ko) * 2012-06-21 2013-12-31 현대하이스코 주식회사 도금성 및 굽힘성이 우수한 고강도 강판 제조 방법

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR940007374B1 (ko) 1992-07-24 1994-08-16 포항종합제철 주식회사 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강과 그 제조방법
JP3320014B2 (ja) 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
JP3478128B2 (ja) * 1998-06-12 2003-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法
AU2003270334A1 (en) 2002-09-04 2004-03-29 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
JP4325865B2 (ja) * 2003-08-29 2009-09-02 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高張力鋼板およびその製法
JP2005336526A (ja) 2004-05-25 2005-12-08 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR20060011274A (ko) 2004-07-30 2006-02-03 (주)신텍 보일러 배가스 재순환 선행제어시스템
KR20060028909A (ko) * 2004-09-30 2006-04-04 주식회사 포스코 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP5270274B2 (ja) 2008-09-12 2013-08-21 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5493986B2 (ja) * 2009-04-27 2014-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JP5457840B2 (ja) * 2010-01-07 2014-04-02 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
US20130133792A1 (en) * 2010-08-12 2013-05-30 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled sheet having excellent formability and crashworthiness and method for manufacturing the same
JP5729829B2 (ja) 2010-11-15 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 温間での延性と深絞り性に優れる温間成形用高強度鋼板およびその製造方法
KR101320242B1 (ko) * 2011-03-29 2013-10-23 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
JP5862052B2 (ja) * 2011-05-12 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法
CN104245971B (zh) 2012-03-30 2017-09-12 奥钢联钢铁有限责任公司 高强度冷轧钢板和生产该钢板的方法
KR102060522B1 (ko) * 2012-03-30 2019-12-30 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
JP5821912B2 (ja) * 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20040091751A (ko) * 2002-03-18 2004-10-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연성 및 내피로특성에 우수한 고장력 용융 아연도금강판의제조방법
KR20110119285A (ko) * 2010-04-27 2011-11-02 주식회사 포스코 고강도 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR20130027794A (ko) * 2011-09-08 2013-03-18 현대하이스코 주식회사 저항복비형 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법
KR20130027793A (ko) * 2011-09-08 2013-03-18 현대하이스코 주식회사 연성이 우수한 인장강도 1180ＭＰａ급 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법
KR20130046966A (ko) * 2011-10-28 2013-05-08 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 제조 방법
KR20130143278A (ko) * 2012-06-21 2013-12-31 현대하이스코 주식회사 도금성 및 굽힘성이 우수한 고강도 강판 제조 방법

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10900097B2 (en) 2015-12-15 2021-01-26 Posco High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and spot weldability
CN108431273A (zh) * 2015-12-15 2018-08-21 Posco公司 表面质量及点焊性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
US11091818B2 (en) 2015-12-23 2021-08-17 Posco High strength cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet having excellent hole expansion, ductility and surface treatment properties, and method for manufacturing same
EP3395977A4 (en) * 2015-12-23 2018-10-31 Posco High strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility, hole-forming property and surface treatment property, molten galvanized steel sheet, and method for manufacturing same
WO2017141588A1 (ja) * 2016-02-18 2017-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN108699646A (zh) * 2016-02-18 2018-10-23 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6260745B1 (ja) * 2016-02-18 2018-01-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6260744B1 (ja) * 2016-02-18 2018-01-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN108699646B (zh) * 2016-02-18 2020-06-16 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
EP3418414A4 (en) * 2016-02-18 2019-02-20 JFE Steel Corporation HIGH-FIXED COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
WO2017141587A1 (ja) * 2016-02-18 2017-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2019512608A (ja) * 2016-03-28 2019-05-16 ポスコＰｏｓｃｏ 降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板、めっき鋼板、及びこれらの製造方法
CN108884536A (zh) * 2016-03-28 2018-11-23 Posco公司 屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们的制造方法
CN110662854A (zh) * 2017-06-30 2020-01-07 Posco公司 液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板及其制造方法
CN110662854B (zh) * 2017-06-30 2022-01-21 Posco公司 液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板及其制造方法
US11299793B2 (en) 2017-06-30 2022-04-12 Posco Steel sheet having excellent resistance to liquid metal embrittlement cracks and method for manufacturing the same
CN113811632A (zh) * 2019-11-20 2021-12-17 现代制铁株式会社 具有高强度和高成形性的钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
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