WO2021117989A1 - 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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WO2021117989A1
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rolled steel
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노현성
구남훈
맹한솔
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현대제철 주식회사
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Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength cold-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same. More particularly, it relates to an ultra-high strength cold-rolled steel sheet having excellent rigidity, formability and resistance to hydrogen delayed fracture and a method for manufacturing the same.
  • it is to provide an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet excellent in rigidity, bending workability and hydrogen delayed fracture resistance.
  • it is to provide an ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in surface quality by minimizing the occurrence of inclusions and segregation.
  • it is to provide an ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in productivity and economy.
  • it is to provide a method for manufacturing the ultra-high strength cold rolled steel sheet.
  • the ultra-high strength cold-rolled steel sheet is carbon (C): 0.10 to 0.40 wt%, silicon (Si): 0.10 to 0.80 wt%, manganese (Mn): 0.6 to 1.4 wt%, aluminum (Al): 0.01 to 0.30 wt%, phosphorus (P): more than 0 and 0.02 wt%, sulfur (S): more than 0, 0.003 wt% or less, nitrogen (N): more than 0, 0.006 wt% or less, titanium (Ti): more than 0, 0.05 wt%
  • niobium (Nb) 0 or more and 0.05% by weight or less
  • boron (B) 0.001 to 0.003% by weight
  • the average grain size of the microstructure may be 6 ⁇ m or less.
  • the ultra-high strength cold rolled steel sheet may further include molybdenum (Mo): more than 0 and 0.2 wt% or less.
  • the ultra-high strength cold-rolled steel sheet may have a yield strength (YS): 1200 MPa or more, a tensile strength (TS): 1470 MPa or more, and an elongation (EL): 5.0% or more.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet may not break for more than 100 hours during a hydrogen delayed fracture test (4-point load test) based on ASTM G39-99.
  • the method for manufacturing the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet includes carbon (C): 0.10 to 0.40 wt%, silicon (Si): 0.10 to 0.80 wt%, manganese (Mn): 0.6 to 1.4 wt%, aluminum (Al) : 0.01 to 0.30 wt%, phosphorus (P): more than 0, 0.02 wt% or less, sulfur (S): more than 0, 0.003 wt% or less, nitrogen (N): more than 0, 0.006 wt% or less, titanium (Ti): more than 0 0.05% by weight or less, niobium (Nb) 0 or more and 0.05% by weight or less, boron (B): 0.001 to 0.003% by weight, the balance iron (Fe) and other unavoidable impurities to manufacture a hot-rolled sheet material using a steel
  • the steel slab may further include molybdenum (Mo): more than 0 and 0.2 wt% or less.
  • Mo molybdenum
  • the hot-rolled sheet material comprises the steps of reheating the steel slab to 1180 ⁇ 1250 °C; Hot-rolling the reheated steel slab to a finish rolling temperature: 850 to 950° C. to prepare a rolled material; And cooling the rolled material and winding temperature: 450 ⁇ 650 °C condition of winding; can be prepared including.
  • the cooling rate at 450°C to 150°C may be 140°C/s or more.
  • the tempering may be performed by heating the cold-rolled sheet material to 150 to 250° C. and maintaining it for 50 to 500 seconds.
  • the cold-rolled steel sheet may have a yield strength (YS): 1200 MPa or more, a tensile strength (TS): 1470 MPa or more, and an elongation (EL): 5.0% or more.
  • the cold-rolled steel sheet may not fracture for more than 100 hours during a hydrogen delayed fracture test (4-point load test) according to ASTM G39-99.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet manufactured by the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet manufacturing method of the present invention is excellent in stiffness, bending workability and hydrogen-delayed fracture resistance, and has excellent surface quality by minimizing the occurrence of inclusions and segregation, and has excellent productivity and economy.
  • FIG. 1 shows a method for manufacturing an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a graph of a heat treatment schedule of a cold-rolled sheet material according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3(a) shows the microstructure of the cold-rolled sheet material deviating from the secondary cooling rate of the present invention
  • FIG. 3(b) shows the microstructure of the cold-rolled sheet material to which the secondary cooling rate of the present invention is applied.
  • Figure 4 (a) is the microstructure of the cold rolled steel sheet of Example 1
  • Figure 4 (b) shows the microstructure of the cold rolled steel sheet of Comparative Example 3.
  • the ultra-high strength cold-rolled steel sheet is carbon (C): 0.10 to 0.40 wt%, silicon (Si): 0.10 to 0.80 wt%, manganese (Mn): 0.6 to 1.4 wt%, aluminum (Al): 0.01 to 0.30 wt%, phosphorus (P): more than 0 and 0.02 wt%, sulfur (S): more than 0, 0.003 wt% or less, nitrogen (N): more than 0, 0.006 wt% or less, titanium (Ti): more than 0, 0.05 wt%
  • niobium (Nb) 0 or more and 0.05% by weight or less
  • boron (B) 0.001 to 0.003% by weight
  • the carbon (C) is added to secure the strength of the steel, and the strength increases as the carbon content increases in the martensitic structure.
  • the carbon is contained in an amount of 0.10 to 0.40% by weight based on the total weight of the cold-rolled steel sheet.
  • the carbon content is less than 0.10% by weight, it is difficult to obtain the target strength, and when it contains more than 0.40% by weight, there may be disadvantages in weldability and bendability.
  • 0.20 to 0.26% by weight may be included.
  • the silicon (Si) as a ferrite stabilizing element delays the formation of carbides in ferrite and has a solid solution strengthening effect.
  • the silicon is included in an amount of 0.10 to 0.80 wt% based on the total weight of the cold rolled steel sheet.
  • the silicon is included in an amount of less than 0.10 wt%, the effect is very small, and when the silicon is included in an amount exceeding 0.80 wt%, an oxide such as Mn 2 SiO 4 is formed in the manufacturing process to inhibit plating properties, and increase carbon equivalent to increase weldability can lower the Preferably 0.10 to 0.50% by weight may be included.
  • the manganese (Mn) has a solid solution strengthening effect and contributes to strength improvement by increasing hardenability.
  • the manganese is included in an amount of 0.6 to 1.4% by weight based on the total weight of the cold-rolled steel sheet.
  • the manganese content is less than 0.6% by weight, the effect is not sufficient, so it is difficult to secure strength.
  • the manganese is included in an amount exceeding 1.4% by weight, the processability and delayed fracture resistance decrease due to the formation or segregation of inclusions such as MnS. By increasing the equivalent weight, the weldability may be reduced.
  • the aluminum (Al) is used as a deoxidizer and may help to purify the ferrite.
  • the aluminum is included in an amount of 0.01 to 0.30 wt% based on the total weight of the cold-rolled steel sheet.
  • the aluminum is included in an amount of less than 0.01 wt %, the effect is insufficient, and when it is included in an amount exceeding 0.30 wt %, AlN may be formed during slab manufacturing to cause cracks during casting or hot rolling.
  • the phosphorus (P) is an impurity included in the manufacturing process of steel.
  • the phosphorus is included in an amount greater than 0 and 0.02 wt% or less based on the total weight of the cold-rolled steel sheet. When the phosphorus is added, it can help to improve strength by solid solution strengthening, but when the phosphorus is included in an amount exceeding 0.02 wt%, low-temperature brittleness may occur.
  • the sulfur (S) is an impurity included in the manufacturing process of steel.
  • the sulfur is included in an amount greater than 0 and 0.003 wt% or less based on the total weight of the cold-rolled steel sheet.
  • Sulfur is limited to 0.003 wt% or less to reduce toughness and weldability by forming non-metallic inclusions such as FeS and MnS.
  • the sulfur is included in an amount exceeding 0.003 wt %, the amount of non-metallic inclusions formed increases, thereby reducing toughness and weldability.
  • the nitrogen (N) When the nitrogen (N) is excessively present in the steel, a large amount of nitride may be precipitated to deteriorate ductility.
  • the nitrogen (N) is included in an amount of 0.006% by weight or less based on the total weight of the cold-rolled steel sheet. When the nitrogen is included in an amount exceeding 0.006 wt%, the ductility of the cold-rolled steel sheet may be reduced.
  • the titanium (Ti) is a precipitate-forming element, and has an effect of precipitation of TiN and refining of grains. In particular, it is possible to lower the nitrogen content in the steel through the precipitation of TiN, and when added with boron, it is possible to prevent the precipitation of BN.
  • the titanium is included in an amount greater than 0 and 0.05 wt% or less based on the total weight of the cold-rolled steel sheet. When the titanium is included in an amount exceeding 0.05% by weight, the manufacturing cost of the steel is increased. For example, it may be included in an amount of 0.01 to 0.05% by weight.
  • the niobium (Nb) is a precipitate-forming element, and improves toughness and strength of steel through precipitation and grain refinement.
  • the niobium is included in an amount of 0 or more and 0.05 wt% or less based on the total weight of the cold-rolled steel sheet.
  • a rolling load may be greatly increased during rolling, and the manufacturing cost of the steel may be increased.
  • the boron (B) is a hardenable element, and greatly contributes to the formation of martensite after cooling after annealing.
  • the boron is included in an amount of 0.001 to 0.003% by weight based on the total weight of the cold-rolled steel sheet.
  • the boron is included in an amount of less than 0.001 wt %, the effect is insufficient and it is difficult to secure martensite, and when the boron is included in an amount exceeding 0.003 wt %, the toughness of the steel may be reduced.
  • the cold-rolled steel sheet may further include molybdenum (Mo): more than 0 and 0.2 wt% or less.
  • Mo molybdenum
  • the molybdenum (Mo) has a solid solution strengthening effect and contributes to strength improvement by increasing hardenability.
  • the molybdenum may be included in an amount greater than 0 and 0.20 wt% or less based on the total weight of the cold-rolled steel sheet. When the molybdenum is included in excess of 0.20% by weight, the manufacturing cost of the steel is increased.
  • the cold-rolled steel sheet has a microstructure including tempered martensite.
  • the microstructure of the cold-rolled steel sheet may include tempered martensite of 95% or more as an area fraction, and the balance may include at least one of ferrite, bainite, and retained austenite.
  • the microstructure of the cold-rolled steel sheet is made of only tempered martensite, so that it is possible to secure a steel sheet excellent in strength and formability at the same time.
  • the average grain size of the microstructure of the cold-rolled steel sheet may be 6 ⁇ m or less.
  • the mass ratio (Nb/Ti) of niobium (Nb) to titanium (Ti) is 1.5 or less.
  • the crystal grain refinement effect is excellent, and it is possible to prevent excessive formation of precipitates.
  • the mass ratio exceeds 1.5, the precipitation strengthening effect and the grain refining effect are lowered, and thus it may be difficult to secure the grain size and mechanical properties targeted by the present invention.
  • it may be 1.3 or less.
  • the cold-rolled steel sheet has 90° bendability (R/t) of 1.5 or less.
  • 90° bendability (R/t) may be 1.0 or less.
  • the cold-rolled steel sheet may have a yield strength (YS): 1200 MPa or more, a tensile strength (TS): 1470 MPa or more, and an elongation (EL): 5.0% or more.
  • the cold-rolled steel sheet may have a yield strength of 1200 to 1500 MPa, a tensile strength of 1470 to 1800 MPa, and an elongation of 5.0 to 9.0%.
  • the cold-rolled steel sheet may not fracture for more than 100 hours during a hydrogen delayed fracture test (4-point load test) according to ASTM G39-99.
  • the titanium (Ti) and niobium (Nb) are precipitate-forming elements, and have a precipitation strengthening effect and a strengthening effect by crystal grain refinement.
  • the ductility of the steel is lowered, so that the rolling load increases, and there are problems such as plate breakage during cold rolling.
  • the mass ratio (Nb/Ti) of niobium (Nb) to titanium (Ti) is 1.5 or less, preferably 1.3 or less by controlling the average grain size of the cold-rolled steel sheet to 6 ⁇ m or less and realizing the precipitation strengthening effect, thereby securing the tensile strength of 1470 ⁇ 1800 MPa, the yield strength of 1200 ⁇ 1500 MPa, and the elongation of 5.0 ⁇ 9.0% .
  • the microstructure of the cold-rolled steel sheet of the present invention having the alloy component may include at least one of titanium (Ti)-based precipitates and niobium (Nb)-based precipitates.
  • the precipitate may be a titanium (Ti)-based carbide to a niobium (Nb)-based carbide, preferably TiC to NbC.
  • the number of the precipitates having a size of 100 nm or less present in the unit area may be 20 or more and 200 or less, and preferably 50 or more and 100 or less.
  • the TRIP effect is inhibited by reducing the carbon content in the retained austenite in the final microstructure, so that the strength and elongation may decrease. If the size is less than the lower limit, grain refinement during annealing is sufficient. don't
  • the high-strength steel sheet of the present invention having the alloy component has a precipitate ratio of 4:1 to 9:1 or more within the above-described unit area, and 20 to 200 precipitates of 100 nm or less, preferably 50 to 100 microstructures can have
  • the ratio of the precipitates and the number of the precipitates apply the above alloy component conditions, but the mass ratio (Nb/Ti) of niobium (Nb) to titanium (Ti) is 1.5 or less, preferably 1.3 or less cold-rolled steel sheet Ae 3 or more, preferably annealed at 840 to 920 ° C. for 30 to 120 seconds, and the annealed cold-rolled sheet material at a rate of 15 ° C / s or less to 730 to 820 ° C, preferably 760 to 810 ° C from the annealing end temperature It can be controlled by cooling at a rate of 3 to 15 °C/s.
  • Another aspect of the present invention relates to a method for manufacturing the ultra-high strength cold-rolled steel sheet.
  • the method for manufacturing the ultra-high strength cold-rolled steel sheet includes (S10) a hot-rolled sheet material manufacturing step; (S20) cold-rolled sheet manufacturing step; (S30) annealing heat treatment step; (S40) cooling step; and (S50) tempering step.
  • the method of manufacturing the ultra-high strength cold-rolled steel sheet is (S10) carbon (C): 0.10 to 0.40 wt%, silicon (Si): 0.10 to 0.80 wt%, manganese (Mn): 0.6 to 1.4 wt%, aluminum ( Al): 0.01 to 0.30% by weight, phosphorus (P): more than 0 and 0.02% by weight or less, sulfur (S): more than 0 to 0.003% by weight or less, nitrogen (N): more than 0 to 0.006% by weight or less, titanium (Ti): A hot-rolled sheet material is prepared using a steel slab containing more than 0 and not more than 0.05% by weight, niobium (Nb) not less than 0 and not more than 0.05% by weight, boron (B): 0.001 to 0.003% by weight, the remainder being iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the manufactured cold-rolled steel sheet has a microstructure containing tempered martensite, 90° bendability (R/t) is 1.5 or less, and the mass ratio of niobium (Nb) to titanium (Ti) ( Nb/Ti) is 1.5 or less.
  • the step is carbon (C): 0.10 to 0.40 wt%, silicon (Si): 0.10 to 0.80 wt%, manganese (Mn): 0.6 to 1.4 wt%, aluminum (Al): 0.01 to 0.30 wt%, phosphorus (P) ): greater than 0 and less than or equal to 0.02 wt%, sulfur (S): greater than 0 and less than or equal to 0.003 wt%, nitrogen (N): greater than 0 and less than or equal to 0.006 wt%, titanium (Ti): greater than zero and less than or equal to 0.05 wt%, niobium (Nb) 0 It is a step of manufacturing a hot-rolled sheet material using a steel slab containing more than 0.05 wt% or less, boron (B): 0.001 to 0.003 wt%, the balance of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • C carbon
  • Si silicon
  • Mn
  • the mass ratio (Nb/Ti) of niobium (Nb) to titanium (Ti) of the steel slab is 1.5 or less.
  • the steel slab may further include molybdenum (Mo): more than 0 and 0.2 wt% or less.
  • Mo molybdenum
  • the hot-rolled sheet material comprises the steps of reheating the steel slab to 1180 ⁇ 1250 °C; Hot-rolling the reheated steel slab to a finish rolling temperature: 850 to 950° C. to prepare a rolled material; And cooling the rolled material and winding temperature: 450 ⁇ 650 °C condition of winding; can be prepared including.
  • the steel slab may be manufactured in a semi-finished product form by continuously casting molten steel obtained through a steelmaking process.
  • the steel slab may be manufactured in a state capable of homogenizing component segregation generated in the casting process through a reheating process, and hot rolling.
  • the steel slab may be reheated at a slab reheating temperature (SRT): 1180 to 1250° C. condition. If the slab reheating temperature is carried out below 1180 ° C, segregation of the steel slab is not sufficiently re-dissolved, and when carried out above 1250 ° C, the size of austenite grains increases, and the process cost may increase. In one embodiment, the reheating of the steel slab may be performed for 1 to 4 hours. When the reheating time is less than 1 hour, the segregation zone reduction is not sufficient, and when it exceeds 4 hours, the grain size increases, and the process cost may increase.
  • SRT slab reheating temperature
  • the reheated steel slab may be hot-rolled at a Finish Delivery Temperature (FDT): 850 to 950° C. to manufacture a rolled material.
  • FDT Finish Delivery Temperature
  • the finish rolling temperature is less than 850 ° C.
  • the rolling load is rapidly increased to decrease productivity, and when carried out at more than 950 ° C., the size of the crystal grains increases and the strength may decrease.
  • the step is a step of cold-rolling the hot-rolled sheet material to manufacture a cold-rolled sheet material.
  • the hot-rolled sheet material in the coil state is uncoiled and pickled to remove the surface scale layer, and cold rolling is performed.
  • the thickness reduction ratio during cold rolling may be carried out under the condition of about 40 to 70%.
  • the step is a step of annealing heat treatment by heating and maintaining the cold-rolled sheet material to a temperature of Ae 3 or higher.
  • an austenite single-phase structure may be formed.
  • the annealing heat treatment process affects the grain size of austenite, and the grain size is important because it is related to the strength of the steel sheet.
  • FIG. 2 is a graph of a heat treatment schedule of a cold-rolled sheet material according to an embodiment of the present invention.
  • the cold-rolled sheet material should be heated to an annealing temperature of Ae 3 or higher to form austenite single phase.
  • a temperature of 840° C. or higher is suitable in the component range of the present invention.
  • the annealing heat treatment may be carried out by heating the cold-rolled sheet material by raising the temperature to 840 to 920° C., and maintaining it for 30 to 120 seconds.
  • the austenite When the annealing heat treatment is heated to less than 840 ° C, or when the heating holding time is less than 30 seconds, the austenite may not be sufficiently homogenized, and heated to more than 920 ° C, or the heating and holding time is carried out for more than 120 seconds In this case, the heat treatment efficiency may be reduced, the size of the austenite grains may be coarsened, and productivity may be reduced.
  • the temperature increase rate may be 3°C/sec or more.
  • the temperature increase rate is carried out at less than 3° C./s, too much time is required to the annealing temperature, so that the heat treatment efficiency is reduced, the size of the austenite grains is coarsened, and the productivity may be reduced.
  • the step is a step of cooling the annealing heat-treated cold-rolled sheet material.
  • the cooling includes primary cooling of the annealed cold-rolled sheet material to 730-820°C at a cooling rate of 15°C/s or less; And secondary cooling of the primary cooled cold-rolled sheet material to a temperature of room temperature to 150 °C at a cooling rate of 80 °C / s or more;
  • the primary cooling is a slow cooling section in which cooling is performed at a cooling rate of 15° C./s or less. For example, it can be cooled to 730 to 820 °C at a cooling rate of 3 to 15 °C/s.
  • the primary cooling section When cooling in the primary cooling section, the ferrite transformation of the cold-rolled sheet material can be suppressed, and a temperature difference to be cooled in the secondary cooling section can be reduced.
  • the primary cooling is terminated to a temperature of less than 730° C., ferrite transformation occurs during primary cooling, which may cause a decrease in strength.
  • the secondary cooling is a rapid cooling section in which cooling is performed at a cooling rate of 80° C./s or more.
  • the secondary cooling section may suppress the phase transformation of ferrite and bainite through rapid cooling, cause martensite transformation, and suppress tempering during cooling. In the case of cooling at a cooling rate of less than 80° C./s during the secondary cooling, it may cause a decrease in strength due to phase transformation of ferrite or bainite.
  • the secondary cooling may be cooled to M s temperature or higher at a cooling rate of 80° C./s or higher, and then cooled to M f temperature or lower at a cooling rate of 140° C./s or higher.
  • the secondary cooling may be cooled to 400 to 450° C. at a cooling rate of 80° C./s or more, and then cooled to room temperature to 150° C. or less at a cooling rate of 140° C./s or more.
  • the secondary cooling is preferably performed at a cooling rate of 140°C/s or more in a temperature range from 450°C to 150°C.
  • the step is a step of tempering the cooled cold-rolled sheet material.
  • the tempering may be performed by heating the cold-rolled sheet material to 150 to 250° C. and maintaining it for 50 to 500 seconds.
  • the tempered martensite microstructure of the cold-rolled sheet material of the present invention can be easily formed.
  • the tempering effect is insignificant, and when tempered by heating to a temperature exceeding 250 ° C, the size of the carbide is coarsened, which may cause a decrease in strength.
  • tempering may be performed by reheating immediately after the above-described secondary cooling process, or after the secondary cooling process, the cold-rolled sheet material may be maintained at room temperature for several minutes or more, followed by tempering.
  • the average grain size of the microstructure of the cold-rolled steel sheet may be 6 ⁇ m or less.
  • the cold-rolled steel sheet may have a yield strength (YS): 1200 MPa or more, a tensile strength (TS): 1470 MPa or more, and an elongation (EL): 5.0% or more.
  • the cold-rolled steel sheet may not fracture for more than 100 hours during a hydrogen delayed fracture test (4-point load test) according to ASTM G39-99.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention can be applied to automobile parts, has a high yield strength of 1200 MPa or more and a tensile strength of 1500 MPa or more, and secures bending workability of 1.5 (R/t) or less based on 90° bending and resists delayed fracture This can be excellent.
  • the entire microstructure of the cold-rolled steel sheet includes tempered martensite, and sufficient carbon and alloy addition amounts are described to secure bending workability and tensile strength, and cold-rolled heat treatment conditions suitable therefor are described.
  • suitable alloying components in order to prevent an increase in the cost of ferroalloy and secure resistance to hydrogen embrittlement, there are restrictions on suitable alloying components.
  • the temperature is raised to a temperature in the section of Ae 3 or higher and annealed to form an austenite single-phase structure; After the annealing heat treatment, quenching to 50° C./s or less and cooling to the Ms point or less, suppressing phase transformation into soft tissues such as ferrite, and transforming into martensitic microstructure; Completing the transformation of the remaining austenite microstructure into martensite during tempering and cooling of martensite by tempering after the rapid cooling; Through the process, the organization was implemented.
  • alloying components such as manganese (Mn), chromium (Cr) and molybdenum (Mo) must be sufficiently added to suppress the phase transformation of soft tissues such as ferrite.
  • the addition of the alloy amount causes a cost increase, and due to the formation of a band structure when the manganese (Mn) content is increased, the formability may be deteriorated.
  • martensite formed near the Ms temperature is tempered during cooling for several seconds, and structures with large carbides are mixed, which has a low yield strength compared to tempered martensite in which fine carbides are formed.
  • N nitrogen
  • Fe iron
  • other unavoidable impurities was prepared.
  • the critical temperature (Ae3 transformation temperature, martensite transformation initiation temperature (Ms), and the temperature at the time of 90% volume fraction transformation of martensite (M90)) of the alloy calculated by JMATPRO for the alloy systems of Preparation Examples 1 to 10 It is shown together in Table 1 below.
  • Cold-rolled steel sheets were manufactured using the steel slabs prepared in Preparation Examples 1 to 9 above. Specifically, the steel slab as shown in Table 2 below is reheated to 1220 ° C., and the reheated steel slab is hot rolled at a finish rolling temperature: 900 ° C. to a thickness of 3.2 mm to prepare a rolled material, The rolled material was cooled and wound at a coiling temperature: 600° C. to prepare a hot-rolled sheet material. Thereafter, the surface oxide layer was removed through pickling, and cold-rolled to a thickness of 1.2 mm to prepare a cold-rolled sheet material.
  • the cold-rolled steel sheet was manufactured by heating and maintaining the cold-rolled sheet material under the conditions shown in Table 2 below, followed by annealing heat treatment, followed by cooling and tempering.
  • the cooling is performed in the cooling section (1) under the conditions of the cooling rate (1) of Table 2 below, after the cold-rolled sheet is first cooled under the conditions of the cooling rate and the cooling termination temperature according to Table 2 below.
  • Example 1 to 15 and Comparative Examples 1 to 9 For the cold-rolled steel sheets of Examples 1 to 15 and Comparative Examples 1 to 9, a tensile test and a 90° bending test were performed, and compared with Examples 1, 4, 8, 14 and 15, representatively among Examples and Comparative Examples
  • the delayed fracture test was performed on the cold-rolled steel sheets of Examples 6, 7 and 9, and the results are shown in Table 3 below.
  • the delayed fracture test was carried out according to the ASTM G39-99 standard (4-point load test), the stress applied as a test condition was 100% of each specimen YS, and 0.1M HCl solution was used as the corrosion solution.
  • Comparative Example 6 the manganese (Mn) content exceeded the target value, and in Comparative Example 7, the boron (B) content was less than the target value, and fracture occurred in the delayed fracture evaluation.
  • Comparative Example 8 was a case in which the manganese (Mn) content was insufficient, and it was found that the yield strength and tensile strength did not reach the target values.
  • Comparative Example 9 when the mass ratio of niobium to titanium (Nb/Ti) exceeded 1.5, it was found that the bendability exceeded 1.5 and fractured in the hydrogen delayed fracture test.
  • FIG. 3(a) is a microstructure of a cold-rolled sheet material that is secondary cooled by applying a cooling rate of 50°C/s
  • FIG. 3(b) is a cold-rolled sheet material that is secondary-cooled by applying a cooling rate of 100°C/s.
  • Figure 4 (a) is the microstructure of the cold rolled steel sheet of Example 1
  • Figure 4 (b) shows the microstructure of the cold rolled steel sheet of Comparative Example 3.
  • the microstructure of Example 1 cooled at a cooling rate of 300° C./s in the cooling section 2 after cooling to 80° C./s or more in the cooling section 1 during secondary cooling is shown in FIG.
  • the average grain size is formed to be 6 ⁇ m or less, so it is difficult to observe carbides in the tempered martensite structure, but in Comparative Example 3 cooled at a cooling rate of 65° C./s in the cooling section 2, fine
  • FIG. 4(b) it can be confirmed that tempering occurred during cooling to the extent that the carbide in martensite can be easily observed in the structure.
  • Example 1 of the present invention the specimen did not break even after 100 hours during the hydrogen delayed fracture test, and thus the hydrogen delayed fracture resistance was excellent, but in the case of Comparative Example 6, it was found that the fracture of the specimen occurred due to poor hydrogen delayed fracture resistance.

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Abstract

초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법과 관련한 발명이 개시된다. 한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.

Description

초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
본 발명은 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 강성, 성형성 및 수소지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
차량 부품 중, 충돌시 승객안전과 직접적으로 관련하는, 범퍼 빔과 같은 부품을 제조하기 위해서는 높은 항복강도와 인장강도을 가지면서, 성형에 필요한 굽힘성이 우수한 강재가 요구되고 있다. 강재의 높은 인장강도를 만족하기 위하여 마르텐사이트와 템퍼드마르텐사이트 기반의 미세조직에 일부 페라이트와 베이나이트가 포함된 초고강도강이 개발되었다. 또한 150kgf 이상의 초고강도강에서는 수소침입으로 인한 지연파괴가 발생할 수 있기 때문에, 자동차용 부품에 적용하기 위해서 지연파괴 저항성이 높은 소재의 개발이 필요한 실정이다.
본 발명과 관련한 배경기술은 대한민국 공개특허공보 제2012-0127733호(2012.11.23. 공개, 발명의 명칭: 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조 방법)에 개시되어 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 강성, 굽힘가공성 및 수소지연파괴 저항성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 개재물 및 편석 발생을 최소화하여 표면 품질이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 생산성 및 경제성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 하나의 관점은 초고강도 냉연강판에 관한 것이다. 한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.
한 구체예에서 상기 미세조직의 평균 결정립 크기가 6㎛ 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않을 수 있다.
본 발명의 다른 관점은 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다. 한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계; 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계; 상기 냉연판재를 Ae3 이상의 온도로 가열 및 유지하여 소둔 열처리하는 단계; 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연판재를 템퍼링하는 단계;를 포함하는 냉연강판 제조방법이며, 상기 냉각은, 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 730~820℃까지 1차 냉각하고; 그리고 상기 1차 냉각된 냉연판재를 80℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃의 온도까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지며, 상기 제조된 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
한 구체예에서 상기 열연판재는 상기 강 슬라브를 1180~1250℃로 재가열 하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 850~950℃로 열간 압연하여, 압연재를 제조하는 단계; 및 상기 압연재를 냉각하고 권취온도: 450~650℃ 조건으로 권취하는 단계;를 포함하여 제조될 수 있다.
한 구체예에서 상기 2차 냉각은, 450℃ 내지 150℃까지에서의 냉각속도가 140℃/s 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 템퍼링은 상기 냉연판재를 150~250℃까지 가열하고 50~500초 동안 유지하여 이루어질 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않을 수 있다.
본 발명의 초고강도 냉연강판 제조방법에 의해 제조된 초고강도 냉연강판은 강성, 굽힘가공성 및 수소지연파괴 저항성이 우수하며, 개재물 및 편석 발생을 최소화하여 표면 품질이 우수하며, 생산성 및 경제성이 우수할 수 있다.
도 1은 본 발명의 한 구체예에 따른 초고강도 냉연강판 제조방법을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 한 구체예에 따른 냉연판재의 열처리 스케쥴 그래프이다.
도 3(a)는 본 발명의 2차 냉각 속도를 벗어난 냉연판재의 미세조직을 나타낸 것이며, 도 3(b)는 본 발명의 2차 냉각 속도를 적용한 냉연판재의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4(a)는 실시예 1의 냉연강판 미세조직이며, 도 4(b)는 비교예 3의 냉연강판 미세조직을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 이때, 본 발명을 설명함에 있어서 관련된 공지기술 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 것이다.
그리고 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있으므로 그 정의는 본 발명을 설명하는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
초고강도 냉연강판
본 발명의 하나의 관점은 초고강도 냉연강판에 관한 것이다. 한 구체예에서 상기 초고강도 냉연강판은 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.
이하, 본 발명의 초고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대해 상세히 설명하도록 한다.
탄소(C)
상기 탄소(C)는 강의 강도를 확보하기 위하여 첨가하며, 마르텐사이트 조직에서 탄소함량이 증가할수록 강도가 증가한다. 한 구체예에서 상기 탄소는 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.10~0.40 중량% 포함된다. 상기 탄소를 0.10 중량% 미만으로 포함시 목표 강도를 얻기 어려우며, 0.40 중량%를 초과하여 포함되는 경우 용접성에 불리하며 굽힘성 등에 불이익이 있을 수 있다. 바람직하게는 0.20~0.26 중량% 포함될 수 있다.
실리콘(Si)
상기 실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 한 구체예에서 상기 실리콘은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.10~0.80 중량%로 포함된다. 상기 실리콘을 0.10 중량% 미만으로 포함하는 경우 그 효과가 매우 적으며, 0.80 중량%를 초과하여 포함시 제조과정에서 Mn 2SiO 4 등의 산화물을 형성하여 도금성이 저해되고, 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 바람직하게는 0.10~0.50 중량% 포함될 수 있다.
망간(Mn)
상기 망간(Mn)은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여 한다. 한 구체예에서 상기 망간은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.6~1.4 중량%로 포함된다. 상기 망간을 0.6 중량% 미만으로 포함시 그 효과가 충분하지 않아 강도확보가 어려우며, 1.4 중량%를 초과하여 포함시 MnS등 개재물의 형성이나 편석으로 인한 가공성 저하와 지연파괴 저항성이 저하가 발생하고 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다.
알루미늄(Al)
상기 알루미늄(Al)은 탈산제로 사용되고, 페라이트를 청정화 하는데 도움이 될 수 있다. 한 구체예에서 상기 알루미늄은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.01~0.30 중량%로 포함된다. 상기 알루미늄을 0.01 중량% 미만으로 포함시 그 효과가 부족하고, 0.30 중량%를 초과하여 포함시, 슬라브 제조시 AlN을 형성하여 주조 또는 열연 중 크랙을 유발할 수 있다.
인(P)
상기 인(P)은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물이다. 상기 인은 상기 냉연강판 전체 중량에 대하여 0 초과 0.02 중량% 이하로 포함된다. 상기 인의 첨가시에 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 상기 인을 0.02 중량%를 초과하여 포함시 저온취성이 발생할 수 있다.
황(S)
상기 황(S)은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물이다. 한 구체예에서 상기 황은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0 초과 0.003 중량% 이하로 포함된다. 황은 FeS, MnS와 같은 비금속 개재물을 형성하여 인성과 용접성을 저하하기에 0.003 중량% 이하로 제한한다. 상기 황을 0.003 중량% 초과하여 포함시 비금속 개재물 형성량이 증가하여 인성 및 용접성이 저하될 수 있다.
질소(N)
상기 질소(N)는 강 내에 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어 연성을 열화시킬 수 있다. 한 구체예에서 상기 질소(N)는 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.006 중량% 이하로 포함된다. 상기 질소를 0.006 중량% 초과하여 포함시 상기 냉연강판의 연성이 저하될 수 있다.
티타늄(Ti)
상기 티타늄(Ti)은 석출물 형성원소로, TiN의 석출과 결정립 미세화 효과가 있다. 특히 TiN의 석출을 통해 강 내부의 질소 함량을 낮출 수 있고, 보론과 함계 첨가되었을 경우 BN의 석출을 방지할 수 있다. 한 구체예에서 상기 티타늄은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0 초과 0.05 중량% 이하로 포함된다. 상기 티타늄을 0.05 중량%를 초과하여 포함되는 경우 강의 제조원가를 증가시킨다. 예를 들면 0.01~0.05 중량% 포함될 수 있다.
니오븀(Nb)
상기 니오븀(Nb)은 석출물 형성 원소로, 석출과 결정립 미세화를 통하여 강의 인성과 강도를 향상시킨다. 한 구체예에서 상기 니오븀은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0 이상 0.05 중량% 이하로 포함된다. 상기 니오븀을 0.05 중량%를 초과하여 포함시, 압연 시 압연부하가 크게 증가할 수 있고, 강의 제조원가를 증가시킨다.
보론(B)
상기 보론(B)은 소입성 원소로서, 소둔 이후 냉각 후 마르텐사이트의 형성에 크게 기여한다. 한 구체예에서 상기 보론은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0.001~0.003 중량% 포함된다. 상기 보론을 0.001 중량% 미만으로 포함하는 경우 그 효과가 불충분하여 마르텐사이트를 확보하기 어렵고, 0.003 중량%를 초과하여 포함시 강의 인성을 저하시킬 수 있다.
본 발명의 한 구체예에서 상기 냉연강판은 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo)
상기 몰리브덴(Mo)은 고용강화 효과가 있고, 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여 한다. 한 구체예에서 상기 몰리브덴은 상기 냉연강판 전체중량에 대하여 0 초과 0.20 중량% 이하로 포함될 수 있다. 상기 몰리브덴을 0.20 중량%를 초과하여 포함되는 경우 강의 제조 원가를 증가시킨다.
상기 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가진다. 예를 들면 상기 냉연강판의 미세조직은 면적 분율로 95% 이상의 템퍼드 마르텐사이트를 포함하며, 잔부로 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 하나 이상 포함할 수 있다. 바람직하게는 상기 냉연강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 만으로 이루어져 강도와 성형성이 동시에 우수한 강판을 확보할 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판 미세조직의 평균 결정립 크기는 6㎛ 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)는 1.5 이하이다. 상기 질량비 조건에서 결정립 미세화 효과가 우수하며 석출물이 과도하게 형성되는 현상을 방지할 수 있다. 1.5 질량비를 초과하는 경우 석출강화 효과 및 결정립 미세화 효과가 저하되어, 본 발명이 목표로 하는 결정립 크기 및 기계적 물성의 확보가 어려울 수 있다. 예를 들면 1.3 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이다. 예를 들면, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.0 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상일 수 있다. 예를 들면 상기 냉연강판은 항복강도 1200~1500 MPa, 인장강도 1470~1800 MPa 및 연신율 5.0~9.0% 일 수 있다.
상기 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않을 수 있다.
상기 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)은 석출물 형성 원소로서, 석출강화효과 및 결정립 미세화에 의한 강화 효과가 있다. 다만, 석출물이 과도하게 많이 형성되는 경우, 강재의 연성이 저하되어 압연부하가 증가하고 냉간압연 중 판 파단이 발생하는 등의 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 함량을 제어할 뿐만 아니라, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)를 1.5 이하, 바람직하게는 1.3 이하로 제어함으로써, 냉연강판의 평균 결정립 크기를 6㎛ 이하로 제어하고 석출강화 효과를 구현하여, 이에 의해 인장강도 1470~1800 MPa, 항복강도 1200~1500 MPa 및 연신율 5.0~9.0%를 확보할 수 있다.
상기 합금성분을 가지는 본 발명의 냉연강판의 미세조직은 티타늄(Ti)계 석출물 및 니오븀(Nb)계 석출물 중 적어도 하나 이상을 포함할 수 있다. 상기 석출물은 티타늄(Ti)계 탄화물 내지 니오븀(Nb)계 탄화물, 바람직하게는 TiC 내지 NbC 일 수 있다. 상기 냉연강판 중 임의의 지점에서의 단위면적(1㎛ 2 = 1㎛ x 1㎛) 내에 존재하는 상기 석출물 중 크기가 100nm 이하인 석출물과 상기 석출물 중 크기가 100nm를 초과하는 석출물의 비율이 4:1 이상일 수 있으며, 바람직하게는 9:1 이상일 수 있다. 상기 비율보다 낮을 경우, 결정립 미세화가 충분하지 않아 강판의 강도가 저하된다.
또한, 상기 단위 면적에 존재하는 크기가 100nm 이하인 상기 석출물의 개수는 20개 이상 200개 이하, 바람직하게는 50개 이상 100개 이하일 수 있다. 상기 크기가 100nm 이하인 석출물의 개수가 상한을 초과하는 경우 최종 미세조직 중 잔류 오스테나이트 내 탄소 함량이 감소함으로써 TRIP 효과가 저해되어 강도와 연신율이 감소할 수 있으며, 하한 미만인 경우 소둔시 결정립 미세화가 충분하지 않다.
물론, 상기 합금성분을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 상술한 단위면적 내에서 석출물 비율이 4:1 내지 9:1 이상이면서, 100nm 이하인 석출물이 20~200개, 바람직하게는 50~100개인 미세조직을 가질 수 있다.
상기 석출물의 비율 및 상기 석출물의 개수는, 전술한 합금성분 조건을 적용하되, 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하, 바람직하게는 1.3 이하인 냉연 강판을 Ae 3 이상의 온도에서, 바람직하게는 840~920℃에서 30~120초간 소둔하고, 소둔된 냉연판재를 15℃/s 이하의 속도로 730~820℃까지, 바람직하게는 소둔 종료 온도로부터 760~810℃까지 3~15℃/s의 속도로 냉각함으로써 제어할 수 있다.
초고강도 냉연강판 제조방법
본 발명의 다른 관점은 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
도 1은 본 발명의 한 구체예에 따른 초고강도 냉연강판 제조방법을 나타낸 것이다. 상기 도 1을 참조하면 상기 초고강도 냉연강판 제조방법은 (S10) 열연판재 제조단계; (S20) 냉연판재 제조단계; (S30) 소둔열처리단계; (S40) 냉각단계; 및 (S50) 템퍼링단계;를 포함한다.
보다 구체적으로 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은 (S10) 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계; (S20) 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계; (S30) 상기 냉연판재를 Ae 3 이상의 온도로 가열 및 유지하여 소둔 열처리하는 단계; (S40) 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 냉각하는 단계; 및 (S50) 상기 냉각된 냉연판재를 템퍼링하는 단계;를 포함하는 냉연강판 제조방법이며, 상기 냉각은, 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 730~820℃까지 1차 냉각하고; 그리고 상기 1차 냉각된 냉연판재를 80℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃의 온도까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어진다.
상기 제조된 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며, 90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고, 상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하이다.
이하, 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판 제조방법을 단계별로 상세히 설명하도록 한다.
(S10) 열연판재 제조단계
상기 단계는 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계이다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브의 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)는 1.5 이하이다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 강 슬라브에 포함되는 성분 및 함량은, 전술한 바와 동일하므로 이에 대한 상세한 설명은 생략하도록 한다.
한 구체예에서 상기 열연판재는 상기 강 슬라브를 1180~1250℃로 재가열 하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 850~950℃로 열간 압연하여, 압연재를 제조하는 단계; 및 상기 압연재를 냉각하고 권취온도: 450~650℃ 조건으로 권취하는 단계;를 포함하여 제조될 수 있다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 제강공정을 통해 얻은 용강을 연속 주조하여 반제품 형태로 제조될 수 있다. 또한 상기 강 슬라브는 재가열 공정을 통하여 주조 공정에서 발생한 성분 편석을 균질화하고, 열간압연 할 수 있는 상태로 제조될 수 있다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 슬라브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT): 1180~1250℃ 조건으로 재가열할 수 있다. 상기 슬라브 재가열 온도를 1180℃ 미만으로 실시하는 경우, 상기 강 슬라브의 편석이 충분히 재고용 되지 못하며, 1250℃를 초과하여 실시하는 경우, 오스테나이트 결정립의 크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다. 한 구체예에서 상기 강 슬라브의 재가열은 1~4 시간 동안 진행될 수 있다. 상기 재가열 시간이 1 시간 미만일 경우, 편석대 감소가 충분하지 않으며, 4 시간을 초과하는 경우 결정립 크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다.
한 구체예에서 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도(Finish Delivery Temperature, FDT): 850~950℃로 열간 압연하여, 압연재를 제조할 수 있다. 상기 열간 압연시, 마무리 압연온도를 850℃ 미만으로 실시하는 경우, 압연부하가 급격히 증가하여 생산성이 저하되며, 950℃를 초과하여 실시하는 경우 결정립의 크기가 증가하여 강도가 감소할 수 있다.
상기 권취시, 권취온도를 450℃ 미만으로 실시하는 경우 강도가 증가하여 냉간 압연시 압연부하가 증가하며, 650℃를 초과하는 경우 표면 산화 등으로 후 공정에서 불량을 일으킬 수 있다.
(S20) 냉연판재 제조단계
상기 단계는 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 코일 상태의 열연판재를 언코일링하고 산세하여 표면 스케일층을 제거하고, 냉간 압연을 실시한다. 예를 들면 냉간 압연 시 두께 압하율은 대략 40~70% 조건으로 실시할 수 있다.
(S30) 소둔열처리단계
상기 단계는 상기 냉연판재를 Ae 3 이상의 온도로 가열 및 유지하여 소둔 열처리하는 단계이다.
상기 조건으로 소둔열처리된 냉연판재의 미세조직은 오스테나이트 단상 조직이 형성될 수 있다. 상기 소둔열처리 공정은 오스테나이트 결정립 크기에 영향을 주며, 결정립 크기는 강판의 강도에 관계가 있어서 중요하게 작용한다.
도 2는 본 발명의 한 구체예에 따른 냉연판재의 열처리 스케쥴 그래프이다. 상기 도 2를 참조하면, 상기 냉연판재는 오스테나이트 단상을 만들기 위하여 Ae 3 이상의 소둔온도로 승온해야 한다. 본 발명의 성분 범위에서 840℃ 이상의 온도가 적절하다. 예를 들면 상기 소둔열처리는, 상기 냉연판재를 840~920℃까지 승온하여 가열하고, 30~120초 동안 유지하여 실시될 수 있다.
상기 소둔열처리시 840℃ 미만으로 가열하거나, 가열 유지시간을 30 초 미만으로 실시하는 경우 오스테나이트가 충분히 균질화되지 못할 수 있으며, 920℃를 초과하여 가열하거나, 가열 유지시간이 120 초를 초과하여 실시하는 경우 열처리 효율성이 저하되며, 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화하고 생산성이 저하될 수 있다.
한 구체예에서 상기 승온속도는 3℃/sec 이상일 수 있다. 상기 승온속도를 3℃/s 미만으로 실시하는 경우, 소둔되는 온도까지 너무 많은 시간이 소요되어 열처리 효율성이 저하되고, 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화하고 생산성이 저하될 수 있다.
(S40) 냉각단계
상기 단계는 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 냉각하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 냉각은, 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 730~820℃까지 1차 냉각하고; 그리고 상기 1차 냉각된 냉연판재를 80℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃의 온도까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어진다.
상기 도 2를 참조하면 1차 냉각은 15℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 서냉 구간이다. 예를 들면 3~15℃/s의 냉각속도로 730~820℃까지 냉각할 수 있다. 상기 1차 냉각 구간에서 냉각시, 냉연판재의 페라이트 변태를 억제하며, 상기 2차 냉각 구간에서 냉각할 온도 차이를 줄일 수 있다. 상기 1차 냉각을 730℃ 미만의 온도로 종료시, 1차 냉각 중에 페라이트 변태가 발생하고, 이는 강도 저하의 원인이 될 수 있다.
상기 2차 냉각은 80℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 급냉 구간이다. 상기 2차 냉각 구간은, 급냉을 통해 페라이트와 베이나이트의 상변태를 억제하고, 마르텐사이트 변태를 일으키고, 냉각 중 템퍼링을 억제할 수 있다. 상기 2차 냉각시 80℃/s 미만의 냉각 속도로 냉각하는 경우, 페라이트 또는 베이나이트의 상변태로 인하여 강도 저하의 원인이 될 수 있다.
상기 도 2를 참조하면, 상기 2차 냉각은 80℃/s 이상의 냉각 속도로 M s 온도 이상까지 냉각하고, 이어서 140℃/s 이상의 냉각속도로 M f 온도 이하까지 냉각할 수 있다. 한 구체예에서 상기 2차 냉각은 80℃/s 이상의 냉각 속도로 400~450℃까지 냉각하고, 이어서 140℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃ 이하까지 냉각할 수 있다.
상기 2차 냉각은 450℃ 내지 150℃까지 온도 구간에서의 냉각속도가 140℃/s 이상으로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 온도 구간에서의 냉각속도를 140℃/s 이상의 속도로 급냉시 페라이트, 베이나이트 내지 잔류 오스테나이트 등의 미세조직 형성을 최소화함으로써 템퍼드 마르텐사이트 분율을 95% 이상 확보할 수 있으며, 바람직하게는 템퍼드 마르텐사이트 만으로 이루어진 미세조직을 얻을 수 있다.
(S50) 템퍼링단계
상기 단계는 상기 냉각된 냉연판재를 템퍼링하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 템퍼링은 상기 냉연판재를 150~250℃까지 가열하고 50~500초 동안 유지하여 이루어질 수 있다. 상기 조건에서 본 발명의 냉연판재의 템퍼드 마르텐사이트 미세조직이 용이하게 형성될 수 있다. 상기 템퍼링시 냉연판재를 150℃ 미만으로 가열하여 템퍼링시, 템퍼링 효과가 미미하며, 250℃를 초과하는 온도로 가열하여 템퍼링시, 탄화물의 크기가 조대화되어 강도 저하의 요인이 될 수 있다.
한 구체예에서 전술한 2차 냉각공정 직후에 재가열을 실시하여 템퍼링 하거나, 2차 냉각공정 이후 상기 냉연판재를 상온에서 수 분 이상 유지한 뒤 템퍼링을 실시할 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판 미세조직의 평균 결정립 크기는 6㎛ 이하일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상일 수 있다.
한 구체예에서 상기 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않을 수 있다.
본 발명의 경우 종래기술들과 유사하게 마르텐사이트를 이용한 고강도강을 제조하는 방법을 설명하였지만, 다른 점으로 1) 망간(Mn)의 함량을 낮추어 MnS등 개재물이나 편석으로 인한 불이익을 줄일 수 있고, 2) 서냉 후 1차, 2차 급속냉각을 통하여 냉각 중 템퍼링을 억제하고, 그 이후 템퍼링을 통하여 균질한 템퍼드마르텐사이트를 구현할 수 있다. 또한, 종래기술의 합금성분 대비 망간 함량이 낮아 제강 시에 투입되는 합금 철의 양이 적은 장점을 가진다.
또한 본 발명의 냉연강판은 자동차용 부품에 적용 가능하고 1200 MPa 이상의 높은 항복강도와 1500 MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 90˚굽힘 기준 1.5 (R/t)이하의 굽힘가공성을 확보하고 지연파괴 저항성이 우수할 수 있다. 상기 냉연강판의 전체 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 포함하여 이루어지며, 굽힘 가공성과 인장강도를 확보하기 위하여 충분한 탄소 및 합금 첨가량을 서술하였고, 그에 적합한 냉연 열처리 조건을 서술하였다. 또한 합금철 원가 상승 방지와 수소취성 저항성의 확보를 위하여 적합한 합금성분에 제한을 두었다.
종래 냉연강판의 굽힘성형성을 확보하기 위해서는, 냉연 열처리 공정시 Ae 3 이상의 구간의 온도로 승온하여 유지하여 소둔열처리하여 오스테나이트 단상 조직을 형성하고; 상기 소둔열처리 이후 50℃/s 이하로 급랭하여 Ms점 이하까지 냉각하여, 페라이트 등의 연질조직으로의 상변태를 억제하고, 마르텐사이트 미세조직으로 변태하고; 상기 급냉 이후 템퍼링하여 마르텐사이트의 템퍼링 및 냉각 중 잔여 오스테나이트 미세조직을 마르텐사이트로 변태 완료하는; 과정을 거처 조직을 구현하였다.
그러나, 종래와 같이 상기 급냉시 냉각속도를 50℃/s 이하로 적용하는 경우 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 등의 합금성분이 충분히 첨가되어야 페라이트 등의 연질조직 상변태를 억제할 수 있었다. 합금량의 첨가는 원가 상승의 원인이 되며, 망간(Mn) 함량 증가시 밴드 구조의 형성으로 인하여, 성형성 등이 저하될 수 있었다. 또한 상기와 같은 냉각 속도에서는 Ms 온도 부근에서 형성된 마르텐사이트가 수 초간 냉각 중에 템퍼링되어, 탄화물의 크기가 큰 조직이 혼재하게 되며 이는 미세한 탄화물이 형성된 템퍼드 마르텐사이트 대비 항복강도가 낮은 문제가 있었다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것으로, 본 발명의 범위가 하기 실시예에 한정되지는 않는다.
제조예 1~10
하기 표 1에 따른 성분 및 함량의 합금 성분과, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하였다. 또한, 상기 제조예 1~10 합금계에 대하여 JMATPRO로 계산한 합금의 임계온도(Ae3 변태온도, 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 및 마르텐사이트의 90% 부피분율 변태 시점의 온도(M90))를 하기 표 1에 함께 나타내었다.
[표 1]
Figure PCTKR2020006387-appb-img-000001
실시예 1~15 및 비교예 1~9
상기 제조예 1~9에서 제조된 강 슬라브를 이용하여 냉연강판을 제조하였다. 구체적으로, 하기 표 2와 같은 강 슬라브를 상기 강 슬라브를 1220℃로 재가열 하고, 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 900℃에서 3.2mm의 두께로 열간 압연하여, 압연재를 제조한 다음, 상기 압연재를 냉각하고 권취온도: 600℃ 조건으로 권취하여 열연판재를 제조하였다. 이후 산세를 통하여 표면 산화층을 제거하고, 1.2mm의 두께로 냉간압연 하여 냉연판재를 제조하였다. 상기 냉연판재를 하기 표 2의 조건으로 가열 및 유지하여 소둔 열처리 후, 냉각 및 템퍼링 하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 냉각은, 하기 표 2에 따른 냉각속도 및 냉각종료온도 조건으로 상기 냉연판재를 1차 냉각 후, 상기 1차 냉각된 냉연판재를 하기 표 2의 냉각속도(1)의 조건으로 냉각구간(1): 400℃ 이상 450℃ 미만 온도 구간까지 냉각하고, 이어서 냉각속도(2)를 적용하여 냉각구간(2): 상온~150℃ 온도 구간까지 2차 냉각하는 단계를 포함하여 실시하였다.
[표 2]
Figure PCTKR2020006387-appb-img-000002
상기 실시예 1~15 및 비교예 1~9의 냉연강판에 대하여, 인장시험과 90˚굽힘 시험을 진행하였으며, 실시예 및 비교예 중 대표적으로 실시예 1, 4, 8, 14 및 15와 비교예 6, 7 및 9의 냉연강판에 대하여 지연파괴 시험을 진행하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 지연파괴 시험은 ASTM G39-99 기준에 의거하여(4-point load test)로 진행하였고, 시험조건으로 적용된 응력은 각 시편 YS의 100%이고, 부식 용액은 0.1M HCl 용액을 사용하였다.
[표 3]
Figure PCTKR2020006387-appb-img-000003
상기 표 3의 결과를 참조하면, 상기 실시예 1~15의 경우, 본 발명이 목표로 하는 기계적 강도(항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상)와 및 굽힘가공성(1.5 이하)을 만족하였으며, 실시예 1, 4, 8, 14 및 15의 경우 수소지연파괴 시험시 100 시간 이상 경과에도 시편 파단이 발생하지 않아 수소지연 파괴 저항성이 우수함을 알 수 있었다.
반면 본 발명의 템퍼링 공정을 미적용한 비교예 1의 경우, 본 발명이 목표로 하는 항복강도 및 굽힘성을 달성하지 못했으며, 비교예 2 및 3의 경우, 2차 냉각시 냉각구간(2)에서의 냉각속도가 140℃/sec 미만으로 적용한 경우로, 항복강도와 인장강도가 본 발명의 목표치 대비 저하되었다. 비교예 4의 경우 1차 냉각시 730℃ 미만의 온도로 냉각 종료한 경우로 인장강도가 목표치를 만족하지 못하였고, 비교예 5의 경우 합금성분 중 탄소 함량이 적은 경우로, 목표치를 만족하지 못하였다. 비교예 6의 경우 망간(Mn) 함량이 목표치를 초과한 경우이며, 비교예 7은 보론(B) 함량이 목표치를 미달한 경우로, 지연파괴평가에서 파단이 발생하였다. 비교예 8은 망간(Mn) 함량이 부족한 경우로 항복강도와 인장강도가 목표치에 미달함을 알 수 있었다. 비교예 9의 경우 티타늄에 대한 니오븀 질량비(Nb/Ti)가 1.5을 초과하는 경우로, 굽힘가공성이 1.5을 초과하며 수소지연파괴 시험에서 파단됨을 알 수 있었다.
한편, 냉각속도 차이에 따른 상변태를 확인하기 위하여 제조예 2의 시편을 이용하여 900℃까지 승온하여 소둔 후 50℃/sec, 100℃/sec으로 연속 냉각 후의 미세조직을 하기 도 3에 나타내었다.
도 3(a)는 50℃/s의 냉각속도를 적용하여 2차 냉각한 냉연판재의 미세조직이고, 도 3(b)는 100℃/s의 냉각속도를 적용하여 2차 냉각한 냉연판재의 미세조직을 나타낸 사진이다. 상기 도 3을 참조하면, 본 발명의 2차 냉각 속도를 벗어난 도 3(a)의 냉연강판은 페라이트 및 베이나이트 영역이 관찰되었으나, 본 발명의 2차 냉각속도를 적용한 도 3(b)의 냉연강판은 마르텐사이트 단상 조직이 형성된 것을 알 수 있었다.
도 4(a)는 실시예 1의 냉연강판 미세조직이며, 도 4(b)는 비교예 3의 냉연강판 미세조직을 나타낸 것이다. 상기 도 4를 참조하면, 2차 냉각시 냉각구간(1)에서 80℃/s 이상으로 냉각 후, 냉각구간(2)에서 냉각속도 300℃/s로 냉각한 실시예 1의 미세조직은, 도 4(a)와 같이 평균 결정립 크기가 6㎛ 이하로 형성되어 템퍼드 마르텐사이트 조직내 탄화물의 관찰이 어렵지만, 냉각구간(2)에서 냉각속도 65℃/s로 냉각한 비교예 3의 경우, 미세조직은 도 4(b)와 같이 마르텐사이트 내 탄화물의 관찰이 쉬울 정도로 냉각 중 템퍼링이 발생한 것을 확인할 수 있다.
또한, 본 발명의 실시예 1은 수소지연파괴 시험시 100 시간 경과 이후에도 시편이 파단되지 않아 수소지연파괴 저항성이 우수하였으나, 비교예 6의 경우 수소지연파괴 저항성이 열위하여 시편의 파단이 발생한 것을 알 수 있었다.
이와 같이 본 발명의 냉각속도 조건을 적용시, 냉각 중 페라이트와 베이나이트의 변태를 억제하고, 마르텐사이트의 냉각 중 템퍼링까지 억제할 수 있고, 템퍼링하여 탄화물 확인이 불가능한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 확보할 수 있음을 알 수 있었다.
본 발명의 단순한 변형 내지 변경은 이 분야의 통상의 지식을 가진 자에 의하여 용이하게 실시될 수 있으며, 이러한 변형이나 변경은 모두 본 발명의 영역에 포함되는 것으로 볼 수 있다.

Claims (12)

  1. 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며,
    90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고,
    상기 니오븀(Nb)에 대한 티타늄(Ti)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직의 평균 결정립 크기가 6㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판.
  6. 탄소(C): 0.10~0.40 중량%, 실리콘(Si): 0.10~0.80 중량%, 망간(Mn): 0.6~1.4 중량%, 알루미늄(Al): 0.01~0.30 중량%, 인(P): 0 초과 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.05 중량% 이하, 니오븀(Nb) 0 이상 0.05 중량% 이하, 보론(B): 0.001~0.003 중량%, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계;
    상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계;
    상기 냉연판재를 Ae 3 이상의 온도로 가열 및 유지하여 소둔 열처리하는 단계;
    상기 소둔 열처리된 냉연판재를 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 냉연판재를 템퍼링하는 단계;를 포함하는 냉연강판 제조방법이며,
    상기 냉각은, 상기 소둔 열처리된 냉연판재를 15℃/s 이하의 냉각속도로 730~820℃까지 1차 냉각하고; 그리고 상기 1차 냉각된 냉연판재를 80℃/s 이상의 냉각속도로 상온 내지 150℃의 온도까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하여 이루어지며,
    상기 제조된 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 미세조직을 가지며,
    90° 굽힘가공성(R/t)이 1.5 이하이고,
    상기 티타늄(Ti)에 대한 니오븀(Nb)의 질량비(Nb/Ti)가 1.5 이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.2 중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 열연판재는 상기 강 슬라브를 1180~1250℃로 재가열 하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 850~950℃로 열간 압연하여, 압연재를 제조하는 단계; 및
    상기 압연재를 냉각하고 권취온도: 450~650℃ 조건으로 권취하는 단계;를 포함하여 제조되는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 2차 냉각은,
    450℃ 내지 150℃까지에서의 냉각속도가 140℃/s 이상인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 템퍼링은 상기 냉연판재를 150~250℃까지 가열하고 50~500초 동안 유지하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  11. 제6항에 있어서,
    상기 냉연강판은 항복강도(YS): 1200MPa 이상, 인장강도(TS): 1470MPa 이상 및 연신율(EL): 5.0% 이상인 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
  12. 제6항에 있어서,
    상기 냉연강판은 ASTM G39-99 규격에 의거한 수소지연파괴 시험(4-point load test)시 100 시간 이상 파단이 발생하지 않는 것을 특징으로 하는 초고강도 냉연강판 제조방법.
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