WO2019125018A1 - 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a high strength cold rolled steel sheet used for automobile impact and structural members, and more particularly to a tensile strength ultra high strength cold rolled steel sheet having excellent shape quality and a manufacturing method thereof.
  • a roll forming method with high productivity is a method of manufacturing a complicated shape through multi-step roll forming.
  • the application to ultra-high strength material having a low elongation rate has been widely applied . It is mainly manufactured in a continuous annealing furnace with water cooling equipment, and the microstructure shows tempered martensite structure tempered with martensite.
  • workability deterioration and material deviation by position are applied when the roll forming is applied in order to heat the shape quality due to the temperature deviation in the width direction and the longitudinal direction during water cooling. Therefore, there is a need to devise alternatives to quenching by water cooling.
  • Patent Document 3 Although a manufacturing method of implementing a tensile strength of 1700 MPa class by using a water-cooling method is provided, the thickness is limited to 1 mm or less, and the quality of the material, which is a disadvantage of the conventional water-cooled martensitic steel, And so on.
  • Patent Document 1 Korean Patent Laid-Open Publication No. 2012-0063198
  • Patent Document 2 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2010-090432
  • Patent Document 3 Korean Patent Laid-Open Publication No. 2017-7001783
  • a preferred aspect of the present invention is to provide an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in shape quality and a manufacturing method thereof.
  • Another aspect of the present invention is to provide a method of manufacturing an ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in shape quality.
  • a ferritic stainless steel comprising 0.25 to 0.4% of C, 0.5% or less of Si (excluding 0), 3.0 to 4.0% of Mn, 0.03% or less of P Ti: 48/14 * [N] - 0.1% or less, Nb: 0.1% or less (excluding 0) (Excluding 0), B: not more than 0.005% (excluding 0), N: not more than 0.01% (excluding 0), residual Fe and other impurities, Martensite and 10% or less (including 0%) of ferrite and bainite are provided.
  • a steel sheet comprising, by weight, 0.25 to 0.4% of C, 0.5% or less of Si (excluding 0), 3.0 to 4.0% of Mn, 0.03% S: not more than 0.015% (excluding 0), Al: not more than 0.1% (excluding 0), Cr: not more than 1% (excluding 0), Ti: 48/14 * (Excluding 0), B: not more than 0.005% (excluding 0), N: not more than 0.01% (excluding 0), the balance Fe and other impurities are heated to a temperature of 1100 to 1300 ° C step;
  • RCS secondary cooling end temperature
  • a cold-rolled steel sheet which has an ultra-high strength of not less than 1,700 MPa in tensile strength utilizing a conventional continuous annealing furnace in which a cooling zone is present, A steel sheet can be provided.
  • FIG. 1 is a scanning electron microscope (SEM) micrograph of Inventive Example 1 showing an example of a steel sheet according to the present invention.
  • SEM scanning electron microscope
  • Fig. 3 schematically shows the concept of the wave height used for measuring the shape quality of the present invention.
  • An aspect of the present invention is to provide an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in shape quality without generation of waves in the width and length directions caused by rapid cooling by utilizing a conventional water-cooling facility, and a method of manufacturing the same.
  • a super high strength cold rolled steel sheet comprises 0.25 to 0.4% of C, 0.5% or less of Si (excluding 0), 3.0 to 4.0% of Mn and 0.03% or less of P 0.1% or less (excluding 0), Cr: 1% or less (excluding 0), Ti: 48/14 * [N] to 0.1% Nb: not more than 0.1% (excluding 0), B: not more than 0.005% (excluding 0), N: not more than 0.01% (excluding 0), the balance Fe and other impurities.
  • Carbon (C) should be added in an amount of 0.25% or more as a necessary component for securing martensite strength. However, if the content exceeds 0.4%, the weldability becomes poor, so the upper limit is limited to 0.4%. Therefore, the content of C is preferably 0.25 to 0.4%, more preferably 0.25 to 0.3%.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element and has a disadvantage in that it weakens the strength by accelerating the generation of cold ferrite after annealing in a conventional continuous annealing furnace in which a cooling section is present.
  • the content In order to suppress the phase transformation, It is preferable to limit the content to 0.5% or less (excluding 0) because there is a risk of surface thickening by Si and induction of dent defects due to oxidation at the time of annealing.
  • the content of Si is more preferably 0.2% or less.
  • Manganese (Mn) in the steel is an element that inhibits ferrite formation and facilitates the formation of austenite.
  • Mn Manganese
  • the content of Mn is more preferably 3.0 to 3.6%.
  • the upper limit is preferably limited to 0.03%.
  • the content of P is more preferably 0.02% or less.
  • S is an impurity element in steel as well as P, and is an element which inhibits ductility and weldability of a steel sheet. If the content exceeds 0.015%, the ductility and weldability of the steel sheet are likely to be deteriorated. Therefore, the upper limit is preferably limited to 0.015%.
  • the content of S is more preferably 0.01% or less.
  • Aluminum (Al) is an alloying element that expands the ferrite phase. When a continuous annealing process in which there is cooling is used as in the present invention, ferrite formation is accelerated and deterioration of hot rolling resistance due to AlN formation is possible.
  • (Al) content is preferably limited to 0.1% or less (excluding 0). The content of Al is more preferably 0.05% or less.
  • Chromium (Cr) is an alloy element which facilitates securing low-temperature transformation structure by suppressing ferrite transformation.
  • % It is preferable to limit the content to 1% or less (except for 0) because the amount of alloy iron is increased due to excess amount of alloy.
  • Titanium (Ti) is a nitride-forming element and N is precipitated as TiN in the steel to be scavenged. For this purpose, it is necessary to add a chemical equivalent of 48/14 * [N] or more. When Ti is not added, cracking is likely to occur during continuous casting by AlN formation. Therefore, addition of more than 0.1% is required to reduce the martensite strength due to additional carbide precipitation in addition to removal of solid solution N, Is preferably limited to 48/14 * [N] to 0.1%.
  • Niobium (Nb) is an element that segregates in the austenite grain boundaries and inhibits the coarsening of austenite grains during the annealing heat treatment. Therefore, when it exceeds 0.1%, alloying iron cost increases due to excessive alloying amount, (Nb) is preferably limited to 0.1% or less (excluding 0). The content of Nb is more preferably 0.05% or less.
  • Boron (B) is an ingredient for suppressing ferrite formation, and has an advantage of suppressing the formation of ferrite upon cooling after annealing. If the content of B exceeds 0.005%, the formation of ferrite may be promoted by precipitation of Fe (C, B) 6, so that the content of boron (B) is limited to 0.005% or less desirable. The content of B is more preferably 0.003% or less.
  • the nitrogen (N) is more than 0.01%, the risk of cracking during performance through AlN formation or the like is greatly increased, so that the upper limit is preferably limited to 0.01%.
  • the remainder consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the ultrahigh-strength cold-rolled steel sheet comprises at least 90% (including 100%) martensite and 10% or less (including 0%) ferrite and bainite .
  • the above-mentioned martensite is a structure for increasing strength, and its fraction is preferably 90% or more. 100% martensite structure.
  • the ferrite and bainite are disadvantageous in terms of tensile strength.
  • the method of producing martensitic steel by delaying transformation by utilizing hardenable elements such as Mn and C instead of the martensitic steel manufacturing process by quenching method continuous annealing
  • the fraction of one or both of ferrite and bainite is limited to 10% or less.
  • the ferrite and bainite may not be included.
  • the ultra-high strength cold-rolled steel sheet according to one preferred aspect of the present invention has excellent shape quality without generation of waves in the width and length directions, and can have a tensile strength of 1700 MPa or more.
  • the cold-rolled steel sheet may have a peak height (? H) of 3 mm or less at an edge portion after cutting the steel sheet to a size of 1000 mm in the longitudinal direction.
  • an ultra-high strength cold rolled steel sheet which comprises 0.25 to 0.4% of C, 0.5% or less of Si (excluding 0), 3.0 to 4.0% of Mn, 0.03% (Excluding 0), S: not more than 0.015% (excluding 0), Al: not more than 0.1% (excluding 0), Cr: not more than 1% (Excluding 0), B: not more than 0.005% (excluding 0), N: not more than 0.01% (excluding 0), residual Fe and other impurities, Heating to a temperature of 1300 ⁇ ;
  • RCS secondary cooling end temperature
  • the slab satisfying the above composition is heated to a temperature range of 1100 to 1300 ⁇ . If the heating temperature is lower than 1100 ° C, there is a problem that the hot rolling load sharply increases. When the heating temperature is higher than 1300 ° C, the surface scale amount may increase, leading to loss of material. Therefore, the slab heating temperature is preferably limited to 1100 to 1300 ⁇ ⁇ .
  • the heated steel slab was treated with Ar 3 Or more of the hot-rolled steel sheet to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • Ar 3 means a temperature at which ferrite starts to appear when austenite is cooled.
  • the finish hot rolling temperature is preferably higher than Ar 3 .
  • the preferred finish hot rolling temperature is 850 to 1000 ⁇ ⁇ .
  • the hot-rolled steel sheet is wound at a temperature of 720 ⁇ ⁇ or lower.
  • the coiling temperature exceeds 720 ⁇ ⁇ , the oxide film on the surface of the steel sheet may be excessively generated to cause defects, so that it is limited to 720 ⁇ ⁇ or less.
  • the hot-rolled steel sheet thus produced is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the reduction ratio in the cold rolling is preferably 40 to 70%.
  • the cold-rolled steel sheet thus produced is annealed in the temperature range of 780 to 880 ⁇ .
  • the annealing heat treatment can be performed by a continuous annealing method.
  • the annealing temperature is lower than 780 ⁇ ⁇ , the temperature gradient of the top and end portions of the inventive coil occurs at the time of the decrease in the strength due to the formation of a large amount of ferrite and the connection operation with other steel products annealed at 800 ⁇ ⁇ or higher Material variation is a concern.
  • the annealing temperature exceeds 880 DEG C, the durability of the continuous annealing furnace may be deteriorated and production may be difficult.
  • the annealing temperature is preferably limited to 780 to 880 ⁇ .
  • the cold-rolled steel sheet annealed as described above is primarily cooled to a primary cooling end temperature of 700 to 650 ° C at a cooling rate of 5 ° C / sec or less.
  • a preheating section of 100 to 200 m after annealing.
  • a soft phase such as ferrite is transformed by the cooling at a high temperature, which makes it difficult to manufacture steel.
  • the holding time in the cooling zone means 60 seconds (sec)
  • the annealing temperature is 830 ° C. and the final temperature of the cooling section is 650 ° C.
  • the cooling rate in the cooling section is very low at 3 ° C.
  • the cold-rolled steel sheet that has been primarily cooled as described above is secondarily cooled to a secondary cooling end temperature (RCS) of 320 ° C or more at a cooling rate of 5 ° C / sec or more.
  • RCS secondary cooling end temperature
  • the secondary cooling end temperature (RCS) When the secondary cooling end temperature (RCS) is lower than 320 ° C., the yield strength and the tensile strength increase simultaneously due to an excessive increase in the amount of martensite during overexposure treatment, and the ductility deteriorates remarkably. There is a problem such as workability deterioration during roll forming, and therefore, it is preferable to be limited to 320 DEG C or more.
  • a more preferable secondary cooling end temperature is 320 to 460 ⁇ .
  • the cooling rate during the secondary cooling may be 5 ° C / sec or less, but it is preferable to limit the cooling rate to 5 ° C / sec or more in order to improve the productivity.
  • a more preferable secondary cooling rate is 5 to 20 ⁇ ⁇ / sec.
  • Bainite or the like which is a high-temperature transformation phase is generated according to the secondary cooling end temperature (RCS) which is lower than the above-mentioned stand-by cooling period and the austenite produced during annealing can not be transformed into martensite so that tensile strength and yield strength A problem that deteriorates occurs.
  • RCS secondary cooling end temperature
  • the cooling termination temperature should satisfy the above-described relational expression (1).
  • an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet having excellent tensile strength of 1700 MPa or more and excellent in shape quality without generation of waves in the width and length direction is manufactured can do.
  • the cold-rolled steel sheet may have a peak height (? H) of 3 mm or less at an edge portion after cutting the steel sheet to a size of 1000 mm in the longitudinal direction.
  • the steel having the composition shown in the following Table 1 was vacuum-melted with a 34 kg ingot, and then subjected to sizing rolling to produce a hot-rolled slab.
  • the hot rolled coils were maintained at a temperature of 1200 ° C. for 1 hour, finishing at 900 ° C., and heated to 680 ° C. for 1 hour.
  • the shape quality is measured by measuring the wave height (? H) at the edge portion after cutting the steel sheet to a size of 1000 mm in the longitudinal direction.
  • B bainite
  • F ferrite
  • TS tensile strength
  • YS yield strength
  • el elongation ratio
  • RCS secondary cooling end temperature
  • M martensite
  • TM tempered martensite
  • Comparative Example 2 Comparative Example 5, and Comparative Example 10 are steel types in which the content of Mn is out of the range of the present invention.
  • the tensile strength is as low as 1700 MPa or less
  • the comparative steel 10 shows a very low tensile strength of less than 1200 MPa.
  • Comparative Example 10 As shown in FIG. 2, it can be seen that the fraction of ferrite and bainite is high.
  • the secondary cooling end temperature is 460 DEG C, and the relationship 1 (1200 [C] + 498.1 [Mn] + 204.8 [Cr] - 0.91 [RCS] 1560). As shown in Table 2, the tensile strength is 1700 MPa or less. On the other hand, in the case of Inventive Example 7, the secondary cooling end temperature was 320 ⁇ ⁇ , satisfying the relational expression 1 and exhibiting a tensile strength of 1700 MPa or more.
  • the main phase is martensite and contains a small amount (less than 10%) of ferrite and bainite.
  • Such a second phase is, It is judged that a transformation occurs in Hyo.

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Abstract

본 발명의 바람직한 측면은 중량%로, C: 0.25~0.4%, Si: 0.5%이하 (0은 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.1%이하(0은 제외), Cr: 1%이하(0은 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%이하, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 90% 이상(100% 포함)의 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 페라이트 와 베이나이트 중 1종 또는 2종을 포함하는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차 충돌 및 구조부재 등에 사용되는 고강도 냉연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 형상품질이 우수한 인장강도 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
지구환경 보전을 위하여 자동차강판의 경량화 및 승객 안전을 위한 충돌 안전성 확보의 모순된 목표를 만족하기 위하여, DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등의 다양한 자동차강판이 개발되고 있다. 그러나, 이러한 Advanced high strength steel에서 구현 가능한 인장강도는 약 1200Mpa급 수준이 한계이다. 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용은 고온에서 성형 후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의하여 최종 강도를 확보하는 핫 프레스 포밍(Hot Press Forming)강이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다 및 열처리 및 공정비용이 높아서 적용확대가 크지 않다.
일반 프레스 성형 및 열간 프레스 성형(Hot press forming)에 비하여 생산성이 높은 롤포밍 공법은 다단 롤포밍을 통하여 복잡한 형상을 제작하는 방법인데 통상 연신율이 낮은 초고강도 소재의 부품 성형에의 적용이 확대되고 있다. 주로 수냉각 설비를 갖춘 연속소둔로에서 제조되며, 미세조직은 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 나타낸다. 수냉각 시 폭방향, 길이방향 온도편차로 인하여 형상 품질이 열위하여 롤포밍 적용 시 작업성 열화 및 위치별 재질 편차 등을 나타내는 단점이 있다. 따라서, 수냉을 통한 급냉 방식의 대안을 고안할 필요성이 대두되고 있다.
형상이 우수한 초고강도강 제조기술로는 특허문헌 1의 1GPa이상의 강도를 가지면서 형상품질이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법이 있는데, 소둔로내에서 급냉시의 △T와 합금성분을 제한하여 형상품질을 확보하고 있다. 또한, 특허문헌 2의 경우에는 템퍼링 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻으며 연속소둔후의 판형상도 뛰어난 냉연강판의 제조방법을 제공하는데 높은 Si 함유에 기인한 로내 덴트 유발 가능성이 우려된다.
또한, 특허문헌 3의 경우, 수냉방식을 사용하여 1700MPa급의 인장강도를 구현하는 제조방법을 제공하나 두께가 1mm이하로 한정되며, 기존 수냉방식 마르텐사이트강의 단점인 형상품질 열위 및 위치별 재질편차 등의 문제를 여전히 갖고 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허공보 제2012-0063198호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2010-090432호
(특허문헌 3) 대한민국 공개특허공보 제2017-7001783호
본 발명의 바람직한 일 측면은 형상품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 형상품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.25~0.4%, Si: 0.5%이하 (0은 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.1%이하(0은 제외), Cr: 1%이하(0은 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%이하, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 90% 이상(100% 포함)의 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 페라이트 와 베이나이트 중 1종 또는 2종을 포함하는 초고강도 냉연강판이 제공된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.25~0.4%, Si: 0.5%이하 (0은 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.1%이하(0은 제외), Cr: 1%이하(0은 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%이하, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 Ar3이상의 마무리 열간압연 온도 조건으로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 780 ~ 880℃의 온도범위에서 소둔 열처리를 행하는 단계;
상기와 같이 소둔열처리된 냉연강판을 700 ~ 650℃의 1차 냉각종료온도까지 5℃/sec이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
상기와 같이 1차 냉각된 냉연강판을 320℃ 이상의 2차 냉각종료온도(RCS)까지 5℃/sec이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 C, Mn 및 Cr와 2차 냉각종료온도(RCS)는 하기 관계식 1을 만족하는 초고강도 냉연강판의 제조방법이 제공된다.
[관계식 1]
1200[C] + 498.1[Mn] + 204.8[Cr] - 0.91[RCS] > 1560
(여기서, C, Mn 및 Cr은 각 성분의 함량을 중량%로 나타낸 것이고, RCS는 2차 냉각종료온도를 나타낸다)
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔로를 활용하여 인장강도 1700MPa이상의 초고강도를 가질 뿐만 아니라 수냉각을 활용하여 생산한 마르텐사이트 강에 비하여 우수한 형상 품질을 갖는 냉연강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명에 부합되는 강판의 일례를 나타내는 발명예 1의 주사전자현미경 조직사진이다.
도 2는 본 발명의 범위를 벗어나는 강판을 나타내는 비교예 10의 주사전자현미경 조직사진이다.
도 3은 본 발명의 형상품질을 측정하기 위해 사용한 파고(wave height)의 개념을 도식적으로 나타낸 것이다.
본 발명의 일 측면은 기존의 수냉설비를 활용하여 급냉함에 의하여 야기되는 폭방향, 길이방향의 웨이브(wave)발생이 없는 형상품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 냉연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.25~0.4%, Si: 0.5%이하 (0은 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.1%이하(0은 제외), Cr: 1%이하(0은 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%이하, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함한다.
탄소(C): 0.25~0.4 중량%(이하, %라고도 함)
탄소(C)는 마르텐사이트 강도 확보를 위하여 필요한 성분으로 0.25% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 그 함량이 0.4%를 초과하면 용접성이 열위하게 되므로 그 상한을 0.4%로 제한한다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.25~0.4%인 것이 바람직하며, 0.25~0.3%인 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.5%이하 (0은 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔로에서 소둔후 서냉시 페라이트 생성을 촉진함에 의하여 강도를 약화시키는 단점이 있으며, 본 발명과 같이 상변태 억제를 위하여 다량의 Mn을 첨가하는 경우에 소둔 시 Si에 의한 표면농화 및 산화에 의한 덴트결함 유발의 위험이 있으므로 그 함량은 0.5%이하(0은 제외)로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 Si의 함량은 0.2% 이하인 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn): 3.0~4.0%
강 중 망간(Mn)은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소로서, Mn의 함량이 3% 미만인 경우에는 서냉각 시 페라이트 생성이 용이하며, Mn의 함량이 4%를 초과하는 경우에는 편석에 의한 밴드형성 및 전로 조업시 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가를 증가시키므로, 그 함량은 3.0~4.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 Mn의 함량은 3.0~3.6%인 것이 보다 바람직하다.
인(P): 0.03%이하(0은 제외)
강 중 인(P)은 불순물 원소로서 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함 유발 가능성이 높아지기 때문에 그 상한은 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 P의 함량은 0.02% 이하인 것이 보다 바람직하다.
황(S): 0.015%이하(0은 제외)
황(S)은 P와 마찬가지로 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한은 0.015%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 S의 함량은 0.01% 이하인 것이 보다 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.1%이하(0은 제외)
알루미늄(Al)은 페라이트 역을 확대하는 합금원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 촉진하고, AlN 형성에 의한 고온 열간압연성 저하가 가능하므로 알루미늄(Al) 함량은 0.1%이하(0은 제외)로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 Al의 함량은 0.05% 이하인 것이 보다 바람직하다.
크롬(Cr): 1%이하(0은 제외)
크롬(Cr)은 페라이트 변태를 억제함에 의하여 저온변태조직 확보를 용이하게 하는 합금원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있으나, 1%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가하므로 그 함량은 1%이하(0은 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.
티탄(Ti): 48/14*[N] ~ 0.1%
티탄(Ti)은 질화물 형성원소로서 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 scavenging을 하는데 이를 위해서는 화학당량적으로 48/14*[N]이상을 첨가할 필요가 있다. Ti 미첨가시 AlN 형성에 의한 연속주조시 크랙 발생이 염려되므로 첨가가 필요하며, 0.1%를 초과하면 고용 N의 제거외에 추가적인 탄화물 석출에 의하여 마르텐사이트 강도 감소가 이루어지므로, 티탄(Ti)의 함량은 48/14*[N] ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.1%이하(0은 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 원소이므로 첨가가 필요하며, 0.1%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가하므로, 니오븀(Nb)의 함량은 0.1%이하(0은 제외)로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 Nb의 함량은 0.05% 이하인 것이 보다 바람직하다.
보론(B): 0.005%이하(0은 제외)
보론(B)은 페라이트 형성을 억제하는 성분으로서, 소둔후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 오히려 Fe23(C,B)6의 석출에 의하여 페라이트 형성이 촉진될 수 있으므로, 보론(B)의 함량은 0.005%이하(0은 제외)로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 B의 함량은 0.003% 이하인 것이 보다 바람직하다.
질소(N): 0.01%이하(0은 제외)
질소(N)는 0.01%를 초과하면 AlN형성 등을 통한 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가되므로 그 상한은 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 냉연강판은 미세조직은 90% 이상(100% 포함)의 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 페라이트와 베이나이트 중 1종 또는 2종을 포함한다.
상기 마르텐사이트는 강도를 높이는 조직으로서 그 분율은 90% 이상이 바람직하다. 100% 마르텐사이트 조직을 가질 수 있다.
상기 페라이트와 베이나이트는 인장강도 측면에서는 불리한 조직이며 급냉방식에 의한 마르텐사이트강 제조공정이 아닌 Mn, C 등의 경화능 원소를 활용하여 변태를 지연시켜 마르텐사이트강을 제조하는 방식에서는 연속소둔 공정에서 페라이트 혹은 베이나이트 상이 혼입될 가능성이 크다. 이에 본 발명에서는 페라이트와 베이나이트 중 1종 또는 2종의 분율을 10%이하로 제한한다. 상기 페라이트와 베이나이트는 포함되지 않을 수 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 초고강도 냉연강판은 폭방향, 길이방향의 웨이브(wave)발생이 없는 형상품질이 우수하고, 1700MPa이상의 인장강도를 가질 수 있다.
상기 냉연강판은 강판을 길이방향으로 1000mm 크기로 절단한 후 나타나는 에지(edge)부의 파고(ΔH)가 3mm이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 초고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 초고강도 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.25~0.4%, Si: 0.5%이하 (0은 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.1%이하(0은 제외), Cr: 1%이하(0은 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%이하, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를, Ar3이상의 마무리 열간압연 온도 조건으로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 780 ~ 880℃의 온도범위에서 소둔 열처리를 행하는 단계;
상기와 같이 소둔열처리된 냉연강판을 700 ~ 650℃의 1차 냉각종료온도까지 5℃/sec이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
상기와 같이 1차 냉각된 냉연강판을 320℃ 이상의 2차 냉각종료온도(RCS)까지 5℃/sec이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 C, Mn 및 Cr와 2차 냉각종료온도(RCS)는 하기 관계식 1을 만족한다.
[관계식 1]
1200[C] + 498.1[Mn] + 204.8[Cr] - 0.91[RCS] > 1560
(여기서, C, Mn 및 Cr은 각 성분의 함량을 중량%로 나타낸 것이고, RCS는 2차 냉각종료온도를 나타낸다)
슬라브 가열단계
먼저, 상기 조성을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 가열한다. 상기 가열온도가 1100℃ 미만이면 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일 양이 증가하여 재료의 손실(loss)로 이어질 수 있다. 따라서, 슬라브 가열온도는 1100~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열연강판을 얻는 단계
상기 가열된 강 슬라브를, Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도 조건으로 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 여기서, Ar3는 오스테나이트를 냉각시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도를 의미한다.
상기 마무리 열간압연 온도가 Ar3미만인 경우에는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지며 열간압연하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로, 상기 마무리 열간압연 온도는 Ar3이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 마무리 열간압연 온도는 850 ~ 1000℃이다.
권취단계
상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취한다.
권취온도가 720℃를 초과하는 경우에 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있으므로 720℃이하로 제한한다. 권취온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서, 후공정인 냉간압연의 압연하중이 높아지는 단점이 있으나 실제 생산을 불가능하게 만드는 요인이 아니므로 하한을 제한하지는 않는다. 상기 권취온도는 600℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
냉연강판을 얻는 단계
상기와 같이 제조된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다.
상기 냉간압연시 압하율은 40 ~ 70%가 바람직하다.
상기 냉간압연하기 전에, 산세처리를 수행할 수 있다.
소둔열처리 단계
상기와 같이 제조된 냉연강판을 780 ~ 880℃의 온도범위에서 소둔 열처리 한다.
상기 소둔 열처리는 연속소둔방식으로 실시할 수 있다.
상기 소둔온도가 780℃미만인 경우에는 페라이트의 다량 형성에 의한 강도하락과 800℃이상에서 소둔하는 기타 강종들과의 연결작업 시에 발명 코일의 톱(Top), 엔드(End)부의 온도 경사 발생으로 재질편차가 우려된다. 한편, 소둔온도가 880℃를 초과하게 되면 연속소둔로의 내구성 열화로 생산에 어려움이 있을 수 있다.
따라서, 상기 소둔온도는 780 ~ 880℃로 제한하는 것이 바람직하다.
1차 냉각(서냉구간냉각) 단계
상기와 같이 소둔열처리된 냉연강판을 700 ~ 650℃의 1차 냉각종료온도까지 5℃/sec이하의 냉각속도로 1차 냉각한다.
일반적으로, 서냉각 구간이 포함된 연속소둔로의 경우에 소둔 후 100~200m의 서냉각 구간이 있으며, 소둔후 고온에서의 서냉각에 의하여 페라이트와 같은 연질상(Phase)이 변태함에 의하여 초고강도강의 제조를 어렵게 하는 단점이 있다. 예를 들면, 상기 연속소둔로에서 160m의 서냉각 구간이 존재하는 경우에 박강판의 통판속도가 분당 160m인 경우에, 서냉각 구간에서 유지되는 시간이 60 초(sec)를 의미하게 되며, 또한 예를 들면, 소둔온도가 830℃이고 서냉각구간의 마지막 온도가 650℃인 경우에 서냉각 구간에서의 냉각속도는 초(sec)당 3℃로 매우 낮아서 페라이트와 같은 연질상이 생성될 가능성이 매우 높아진다. 소둔 후 서냉각 속도를 5℃/sec보다 높게 확보하기 위해서는 추가적인 냉각장치를 도입해야 하므로 냉각속도를 5℃/sec이하로 한정하는 것이 바람직하다.
2차 냉각(급냉구간냉각) 단계
상기와 같이 1차 냉각된 냉연강판을 320℃ 이상의 2차 냉각종료온도(RCS)까지 5℃/sec이상의 냉각속도로 2차 냉각한다.
상기 2차 냉각종료온도(RCS)가 320℃미만인 경우에는 과시효처리동안 마르텐사이트량의 과도한 증가로 항복강도, 인장강도가 동시에 증가하고 연성이 매우 열화되며, 특히 급냉에 따른 형상열화가 발생하여 롤포밍 가공시 작업성 열화 등의 문제가 있으므로, 320℃이상으로 한정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 2차 냉각종료온도(RCS)는 320 ~ 460℃이다.
상기 2차 냉각 시 냉각속도는 5℃/sec 이하인 경우도 무방하나, 생산성 향상을 위해 냉각속도가 5℃/sec 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 2차 냉각속도는 5 ~ 20℃/sec이다.
상기 C, Mn 및 Cr와 2차 냉각종료온도(RCS)는 하기 관계식 1을 만족하여야 한다.
[관계식 1]
1200[C] + 498.1[Mn] + 204.8[Cr] - 0.91[RCS] > 1560
(여기서, C, Mn 및 Cr은 각 성분의 함량을 중량%로 나타낸 것이고, RCS는 2차 냉각종료온도를 나타낸다)
상기 서냉각 구간보다 낮은 온도인 2차 냉각 종료온도(RCS)에 따라 고온 변태상인 베이나이트(bainite) 등이 생성되어 소둔 시 생성된 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 못하여 인장강도 및 항복강도가 급격히 열화되는 문제가 발생한다.
상기 서냉각 구간이 존재하는 일반적인 연속소둔로에서 페라이트의 생성을 저감하고 냉각 시 고온 변태상인 베이나이트(bainite) 등이 생성을 억제하여 1700MPa이상의 인장강도를 획득하기 위해서는 상기 C, Mn 및 Cr와 2차 냉각종료온도(RCS)는 상기 관계식 1을 만족하여야 한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 초고강도 냉연강판의 제조방법에 의하면, 폭방향, 길이방향의 웨이브(wave)발생이 없는 형상품질이 우수하고, 1700MPa이상의 인장강도를 갖는 초고강도 냉연강판을 제조할 수 있다.
상기 냉연강판은 강판을 길이방향으로 1000mm 크기로 절단한 후 나타나는 에지(edge)부의 파고(ΔH)가 3mm이하일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 갖는 강을 34kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 사이징 압연을 통하여 열연 슬라브를 제조하였다. 이를 활용하여 1200℃의 온도에서 1 시간 유지한 후, 900℃에서 마무리압연하고 680℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 이를 산세한 후, 50% 압하율로 냉간압연한 다음, 800℃에서 소둔 열처리한 후, 3℃/초(sec)의 냉각속도로 650℃까지 서냉한 후, 이를 통상의 냉각속도인 20℃/초(sec)로 표 2의 RSC 온도(2차 냉각종료온도)까지 냉각하고 과시효 열처리를 행하여 강판을 제조하였다.
상기 강판에 대하여 기계적 특성 및 형상품질을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
여기서, 형상품질은 도 3에 나타난 바와 같이, 강판을 길이방향으로 1000mm 크기로 절단한 후 나타나는 에지(edge)부의 파고(ΔH)를 측정하여 나타낸 것이다.
하기 표 2에서 RCS: 2차 냉각종료온도, M: 마르텐사이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트, B: 베이나이트, F: 페라이트, TS: 인장강도, YS: 항복강도, El: 연신율을 나타낸다.
한편, 발명예1 및 비교예 10에 대해서는 미세조직을 관찰하고, 발명예 1은 도 1에, 비교예 10은 도 2에 나타내었다.
강종 C Si Mn P S Al Cr Ti Nb B N 비고
1 0.25 0.123 3 0.011 0.0032 0.027 0.994 0.018 0.016 0.0016 0.0042 발명강
2 0.248 0.12 2.87 0.01 0.0033 0.024 0.495 0.018 0.014 0.0015 0.0048 비교강
3 0.25 0.122 3.47 0.013 0.006 0.028 0.99 0.018 0.016 0.0016 0.0045 발명강
4 0.25 0.125 3.53 0.012 0.004 0.027 0.515 0.019 0.015 0.0018 0.0048 발명강
5 0.295 0.112 2.54 0.01 0.0027 0.021 0.52 0.018 0.014 0.0013 0.0047 비교강
6 0.3 0.13 3.16 0.012 0.006 0.027 1.00 0.018 0.016 0.0016 0.0054 발명강
7 0.29 0.096 3 0.011 0.0033 0.025 0.5 0.019 0.014 0.0015 0.0033 발명강
8 0.298 0.13 3.59 0.013 0.0045 0.025 1.00 0.018 0.016 0.0017 0.0042 발명강
9 0.285 0.108 3.47 0.011 0.004 0.028 0.503 0.019 0.014 0.0017 0.0038 발명강
10 0.333 0.111 2.36 0.012 0.003 0.02 0.495 0.018 0.016 0.0016 0.0040 비교강
강종 실시예 No. RCS(℃) 미세조직 상분율 기계적 특성 파고 (mm) 관계식 1
M+TM(%) F+B(%) TS(MPa) YS(MPa) El(%)
1 발명예1 460 98 2 1908 1224 7.4 2.64 1579.3
비교예1 250 98.6 1.4 1926 1421 6.8 7.68 1770.4
2 비교예2 460 81 19 1682 934 8.9 2.58 1409.9
3 발명예3 460 98.4 1.6 1962 1284 7.2 2.82 1812.6
4 발명예4 460 97 3 1964 1263 7.6 2.87 1745.2
5 비교예5 460 69 31 1358 743 9.8 2.28 1307.1
6 발명예6 460 97.4 2.6 2065 1288 7.2 2.46 1728.4
7 비교예7 460 72 28 1689 871 9.8 2.23 1526.1
발명예7 320 99.2 0.8 1940 1187 7.3 2.84 1653.5
8 발명예8 460 98.5 1.5 2151 1319 5.6 2.79 1936.1
9 발명예9 460 99 1 2146 1300 7.7 2.69 1754.8
10 비교예10 460 36 64 1163 710 11.7 2.11 1257.9
상기 표 1 및 표 2에 나타난 바와 같이, 비교예 2, 비교예 5, 비교예 10은 Mn의 함량이 본 발명의 범위에서 벗어난 강종으로서, 인장강도가 1700MPa 이하로 낮고, 특히 Mn양이 매우 낮은 비교강 10은 인장강도가 1200MPa에도 못 미치는 매우 낮은 강도를 나타내고 있음을 알 수 있다. 특히, 비교예 10의 경우에는 도 2에도 나타난 바와 같이, 페라이트와 베이나이트의 분율이 높음을 알 수 있다.
반면, 비교예 7은 본 발명의 성분 및 성분범위는 만족하지만, 2차 냉각 종료온도가 460℃로, 관계식 1(1200[C] + 498.1[Mn] + 204.8[Cr] - 0.91[RCS] > 1560)을 만족하지 않은 강종으로, 표 2에서 알 수 있는 바와 같이 인장강도 1700MPa이하를 나타내고 있다. 한편, 발명예 7의 경우에는 2차 냉각 종료온도가 320℃로, 관계식 1을 만족하며, 인장강도 1700MPa이상을 나타내고 있다.
발명예(1,3,4,6,7,8,9)의 경우에는, 표 2에 나타난 바와 같이, 관계식 1(1200[C] + 498.1[Mn] + 204.8[Cr] - 0.91[RCS] > 1560)을 만족하여 서냉각을 포함한 연속소둔 작업조건에서도 1700MPa이상의 인장강도를 나타낼 뿐만 아니라 파고도 3mm이하로 낮아 형상품질도 우수함을 알 수 있다.
도 1에 나타난 바와 같이, 발명예 1의 경우 주상은 마르텐사이트이며 소량(10% 미만)의 페라이트 및 베이나이트를 함유하고 있는데, 이러한 제 2상은 통상의 연속소둔로에 필수 포함되는 서냉각 및 과시효에 변태 출현하는 것으로 판단된다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.25~0.4%, Si: 0.5%이하 (0은 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.1%이하(0은 제외), Cr: 1%이하(0은 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%이하, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 미세조직은 90% 이상(100% 포함)의 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 페라이트 와 베이나이트 중 1종 또는 2종을 포함하는 초고강도 냉연강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 냉연강판은 1700MPa이상의 인장강도를 갖는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  3. 제1항에 있어서, 상기 냉연강판은 강판을 길이방향으로 1000mm 크기로 절단한 후 나타나는 에지(edge)부의 파고(ΔH)가 3mm이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  4. 중량%로, C: 0.25~0.4%, Si: 0.5%이하 (0은 제외), Mn: 3.0~4.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 0.1%이하(0은 제외), Cr: 1%이하(0은 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%이하, Nb: 0.1%이하(0은 제외), B: 0.005%이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3이상의 마무리 열간압연 온도 조건으로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 780 ~ 880℃의 온도범위에서 소둔 열처리를 행하는 단계;
    상기와 같이 소둔열처리된 냉연강판을 700 ~ 650℃의 1차 냉각종료온도까지 5℃/sec이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기와 같이 1차 냉각된 냉연강판을 320℃ 이상의 2차 냉각종료온도(RCS)까지 5℃/sec이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 C, Mn 및 Cr와 2차 냉각종료온도(RCS)는 하기 관계식 1을 만족하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    1200[C] + 498.1[Mn] + 204.8[Cr] - 0.91[RCS] > 1560
    (여기서, C, Mn 및 Cr은 각 성분의 함량을 중량%로 나타낸 것이고, RCS는 2차 냉각종료온도를 나타낸다)
  5. 제4항에 있어서, 상기 마무리 열간압연 온도가 850 ~ 1000℃인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  6. 제4항에 있어서, 상기 냉간압연 시 압하율이 40 ~ 70%인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  7. 제4항에 있어서, 상기 2차 냉각속도는 5 ~ 20℃/sec인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판의 제조방법.
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