WO2021125604A1 - 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2021125604A1
WO2021125604A1 PCT/KR2020/016849 KR2020016849W WO2021125604A1 WO 2021125604 A1 WO2021125604 A1 WO 2021125604A1 KR 2020016849 W KR2020016849 W KR 2020016849W WO 2021125604 A1 WO2021125604 A1 WO 2021125604A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
cooling
strength
temperature range
Prior art date
Application number
PCT/KR2020/016849
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
이재훈
김종권
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to EP20903261.4A priority Critical patent/EP4079894A4/en
Priority to US17/785,867 priority patent/US20230030694A1/en
Priority to JP2022537003A priority patent/JP7442645B2/ja
Priority to CN202080088513.6A priority patent/CN114846165A/zh
Publication of WO2021125604A1 publication Critical patent/WO2021125604A1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet that can be used for automobile parts and the like, and to a steel sheet having excellent workability while having high strength characteristics and a method of manufacturing the same.
  • Patent Documents 1 and 2 As a technique for improving the workability of a steel sheet, a method of utilizing tempered martensite is disclosed in Patent Documents 1 and 2. Since tempered martensite made by tempering hard martensite is soft martensite, there is a difference in strength between tempered martensite and existing untempered martensite (fresh martensite). Therefore, when fresh martensite is suppressed and tempered martensite is formed, workability may be increased.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • Patent Document 3 discloses TRIP steel having excellent strength and workability.
  • Patent Document 3 including polygonal ferrite, retained austenite and martensite, it was attempted to improve ductility and workability, but bainite is the main phase, so high strength cannot be secured, and the tensile strength and elongation It can be seen that the balance (TS ⁇ El) also does not satisfy 22,000 MPa% or more.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-2006-0118602
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-019258
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 10-2014-0012167
  • a high-strength steel sheet having excellent ductility, bendability and hole expandability by optimizing the composition and microstructure of the steel sheet and a method for manufacturing the same can be provided.
  • High-strength steel sheet excellent in workability by weight, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, including the remaining Fe and unavoidable impurities, as a microstructure, including tempered martensite, bainite, retained austenite, ferrite and unavoidable structure, and [Relational 1 ] and [Relational Expression 2] may be satisfied.
  • [Si+Al] F is the average total content (weight %) of Si and Al contained in ferrite
  • [Si+Al] ⁇ is the average total content of Si and Al contained in retained austenite ( % by weight).
  • T( ⁇ ) is the fraction (vol%) of tempered retained austenite in the steel sheet
  • V( ⁇ ) is the retained austenite fraction (vol%) in the steel sheet.
  • the steel plate may further include any one or more of the following (1) to (9).
  • the total content of Si and Al (Si+Al) may be 1.0 to 6.0 wt%.
  • the microstructure of the steel sheet may include 30 to 70 vol% of tempered martensite, 10 to 45 vol% of bainite, 10 to 40 vol% of retained austenite, and 3 to 20 vol% of ferrite.
  • the steel sheet has a balance (B T E ) of tensile strength and elongation expressed by the following [Relational Expression 3] of 22,000 (MPa%) or more, and the tensile strength and hole expansion rate expressed by [Relational Expression 4] below High-strength steel sheet with excellent workability, with a balance (B T ⁇ H ) of 7*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) or more, and a bending workability ( BR ) of 0.5 to 3.0 expressed in [Relational Expression 5] below .
  • R means the minimum bending radius (mm) at which cracks do not occur after the 90° bending test
  • t means the thickness (mm) of the steel sheet.
  • the method for manufacturing a high strength steel sheet having excellent workability in weight%, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, the remainder providing a cold-rolled steel sheet containing Fe and unavoidable impurities; heating (primary heating) the cold-rolled steel sheet to a temperature range of Ac1 or more and less than Ac3, and maintaining (primary maintenance) for 50 seconds or more; cooling (primary cooling) to a temperature range of 600 to 850°C (primary cooling stop temperature) at an average cooling rate of 1°C/s or more; cooling (secondary cooling) to a temperature range of 300 to 500°C at an average cooling rate of 2°C/s or more, and maintaining (secondary maintenance) in this temperature range for 5 seconds or more; cooling (tertiary cooling) to a temperature range of 100 to 300°C (second cooling stop
  • the cold-rolled steel sheet may further include any one or more of the following (1) to (9).
  • the total content of Si and Al (Si+Al) included in the cold-rolled steel sheet may be 1.0 to 6.0 wt%.
  • the cold-rolled steel sheet heating the steel slab to 1000 ⁇ 1350 °C; Finishing hot rolling in a temperature range of 800 ⁇ 1000 °C; winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 300 to 600°C; performing hot rolling annealing heat treatment on the wound steel sheet in a temperature range of 650 to 850° C. for 600 to 1700 seconds; and cold rolling the hot-rolled annealing heat-treated steel sheet at a reduction ratio of 30 to 90%.
  • the cooling rate Vc1 of the primary cooling and the cooling rate Vc2 of the secondary cooling may satisfy a relationship of Vc1 ⁇ Vc2.
  • a steel sheet particularly suitable for automobile parts because it has excellent strength as well as excellent workability such as ductility, bending workability and hole expandability.
  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having excellent workability and a method for manufacturing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below.
  • Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the present embodiments are provided in order to further detail the present invention to those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains.
  • the inventors of the present invention in transformation induced plasticity (TRIP) steel containing bainite, tempered martensite, retained austenite and ferrite, promotes the stabilization of retained austenite and, at the same time, retained austenite and ferrite
  • TRIP transformation induced plasticity
  • High-strength steel sheet excellent in workability by weight, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, including the remaining Fe and unavoidable impurities, as a microstructure, including tempered martensite, bainite, retained austenite, ferrite and unavoidable structure, and [Relational 1 ] and [Relational Expression 2] may be satisfied.
  • [Si+Al] F is the average total content (weight %) of Si and Al contained in ferrite
  • [Si+Al] ⁇ is the average total content of Si and Al contained in retained austenite ( % by weight).
  • T( ⁇ ) is the fraction (vol%) of tempered retained austenite in the steel sheet
  • V( ⁇ ) is the retained austenite fraction (vol%) in the steel sheet.
  • High-strength steel sheet excellent in workability by weight, C: 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, remaining Fe and unavoidable impurities, and additionally Ti: 0.5% or less (including 0%), Nb: 0.5% or less (including 0%), V: 0.5% or less (including 0%), Cr: 3.0% or less (including 0%), Mo: 3.0% or less (including 0%), Cu: 4.5% or less (including 0%), Ni: 4.5% or less (including 0%) , B: 0.005% or less (including 0%), Ca: 0.05% or less (including 0%), REM excluding Y: 0.05% or less (including 0%), Mg: 0.05% or less (including 0%), W : 0.5% or less (including 0%), Zr: 0.5% or less (including 0%), Sb: 0.
  • Carbon (C) is an element essential for securing the strength of a steel sheet, and is also an element for stabilizing retained austenite, which contributes to the improvement of ductility of the steel sheet. Therefore, the present invention may contain 0.25% or more of carbon (C) to achieve such an effect.
  • a preferred carbon (C) content may be greater than 0.25%, may be greater than 0.27%, and may be greater than or equal to 0.30%. More preferably, the carbon (C) content may be 0.31% or more.
  • the present invention may limit the upper limit of the carbon (C) content to 0.75%.
  • the carbon (C) content may be 0.70% or less, and a more preferable carbon content (C) may be 0.67% or less.
  • Silicon (Si) is an element that contributes to strength improvement by solid solution strengthening, and is also an element that improves workability by strengthening ferrite and homogenizing the structure.
  • silicon (Si) is an element contributing to generation of retained austenite by suppressing precipitation of cementite. Therefore, in the present invention, silicon (Si) may be necessarily added to achieve such an effect.
  • a preferable silicon (Si) content may be 0.02% or more, and a more preferable silicon (Si) content may be 0.05% or more.
  • the silicon (Si) content exceeds a certain level, it not only causes a plating defect problem such as non-plating in the plating process, but also reduces the weldability of the steel sheet.
  • the present invention provides an upper limit of the silicon (Si) content can be limited to 4.0%.
  • a preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 3.8%, and a more preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 3.5%.
  • Aluminum (Al) is an element that deoxidizes by combining with oxygen in steel.
  • aluminum (Al) is also an element that suppresses cementite precipitation and stabilizes retained austenite, similarly to silicon (Si). Therefore, in the present invention, aluminum (Al) may be necessarily added to achieve such an effect.
  • a preferable aluminum (Al) content may be 0.05% or more, and a more preferable aluminum (Al) content may be 0.1% or more.
  • the present invention can limit the upper limit of the aluminum (Al) content to 5.0%. .
  • the upper limit of the preferable aluminum (Al) content may be 4.75%, and the more preferable upper limit of the aluminum (Al) content may be 4.5%.
  • the total content (Si+Al) of silicon (Si) and aluminum (Al) is preferably 1.0 to 6.0%. Since silicon (Si) and aluminum (Al) are components that affect microstructure formation in the present invention, affecting ductility, bendability and hole expandability, the total content of silicon (Si) and aluminum (Al) is 1.0 ⁇ It is preferably 6.0%. More preferably, the total content (Si+Al) of silicon (Si) and aluminum (Al) may be 1.5% or more, and may be 4.0% or less.
  • Manganese (Mn) is a useful element for increasing both strength and ductility. Therefore, the present invention may limit the lower limit of the manganese (Mn) content to 0.9% in order to achieve such an effect.
  • a preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.0%, and a more preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.1%.
  • the present invention may limit the upper limit of the manganese (Mn) content to 5.0%.
  • a preferable upper limit of the manganese (Mn) content may be 4.7%, and a more preferable upper limit of the manganese (Mn) content may be 4.5%.
  • Phosphorus (P) is an element that is contained as an impurity and deteriorates impact toughness. Therefore, it is preferable to manage the content of phosphorus (P) to 0.15% or less.
  • Sulfur (S) is an element that is contained as an impurity to form MnS in the steel sheet and deteriorate ductility. Therefore, the content of sulfur (S) is preferably 0.03% or less.
  • Nitrogen (N) is an element that causes cracks in the slab by forming nitride during continuous casting as it is contained as an impurity. Therefore, the content of nitrogen (N) is preferably 0.03% or less.
  • the steel sheet of the present invention has an alloy composition that may be additionally included in addition to the above-described alloy components, which will be described in detail below.
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) are elements that make precipitates and refine crystal grains, and are elements that also contribute to the improvement of strength and impact toughness of a steel sheet, so the present invention provides titanium (Ti) for this effect. ), at least one of niobium (Nb) and vanadium (V) may be added. However, when the respective contents of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) exceed a certain level, excessive precipitates are formed to decrease impact toughness and increase manufacturing cost, so the present invention Silver may limit the content of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) to 0.5% or less, respectively.
  • Chromium (Cr) and molybdenum (Mo) are elements that not only suppress austenite decomposition during alloying treatment, but also stabilize austenite in the same way as manganese (Mn), so the present invention provides chromium (Cr) and At least one of molybdenum (Mo) may be added.
  • the present invention may limit the content of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) to 3.0% or less, respectively.
  • Copper (Cu) and nickel (Ni) are elements that stabilize austenite and inhibit corrosion.
  • copper (Cu) and nickel (Ni) are also elements that are concentrated on the surface of the steel sheet to prevent hydrogen intrusion from moving into the steel sheet, thereby suppressing delayed hydrogen destruction. Accordingly, in the present invention, at least one of copper (Cu) and nickel (Ni) may be added for such an effect.
  • the content of copper (Cu) and nickel (Ni) exceeds a certain level, it causes not only excessive characteristic effects, but also an increase in manufacturing cost. Therefore, in the present invention, the content of copper (Cu) and nickel (Ni) is increased, respectively. It can be limited to 4.5% or less.
  • Boron (B) is an element that improves hardenability to increase strength, and is also an element that suppresses nucleation of grain boundaries. Therefore, in the present invention, boron (B) may be added for this effect. However, when the content of boron (B) exceeds a certain level, it causes excessive characteristic effects as well as an increase in manufacturing cost, so the present invention may limit the content of boron (B) to 0.005% or less.
  • the rare earth element means scandium (Sc), yttrium (Y), and a lanthanide element. Since rare earth elements (REM) other than calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) are elements that contribute to the improvement of ductility of a steel sheet by spheroidizing sulfides, the present invention provides calcium (Ca), At least one of rare earth elements (REM) other than magnesium (Mg) and yttrium (Y) may be added.
  • the present invention provides calcium ( Ca), magnesium (Mg), and the content of rare earth elements (REM) excluding yttrium (Y) may be limited to 0.05% or less, respectively.
  • tungsten (W) and zirconium (Zr) are elements that increase the strength of a steel sheet by improving hardenability
  • one or more of tungsten (W) and zirconium (Zr) may be added for this effect.
  • the present invention sets the content of tungsten (W) and zirconium (Zr) to 0.5 % or less.
  • antimony (Sb) and tin (Sn) are elements that improve the plating wettability and plating adhesion of the steel sheet
  • at least one of antimony (Sb) and tin (Sn) may be added for such an effect.
  • the content of antimony (Sb) and tin (Sn) exceeds a certain level, the brittleness of the steel sheet increases and cracks may occur during hot working or cold working, so the present invention provides antimony (Sb) and tin (Sn) ) may be limited to 0.5% or less, respectively.
  • yttrium (Y) and hafnium (Hf) are elements that improve the corrosion resistance of the steel sheet
  • at least one of yttrium (Y) and hafnium (Hf) may be added for this effect.
  • the present invention sets the content of yttrium (Y) and hafnium (Hf) to 0.2% or less, respectively. can be limited
  • cobalt (Co) is an element that increases the TRIP effect by promoting bainite transformation
  • cobalt (Co) may be added for this effect.
  • the present invention may limit the content of cobalt (Co) to 1.5% or less.
  • the high-strength steel sheet having excellent workability according to an aspect of the present invention may include remaining Fe and other unavoidable impurities in addition to the above-described components.
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, it cannot be completely excluded. Since these impurities are known to those of ordinary skill in the art, all contents thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • additional addition of effective ingredients other than the above-mentioned ingredients is not entirely excluded.
  • the high-strength steel sheet having excellent workability according to an aspect of the present invention may include tempered martensite, bainite, retained austenite and ferrite as a microstructure.
  • the high strength steel sheet having excellent workability according to an aspect of the present invention by volume fraction, is 30 to 70% tempered martensite, 10 to 45% bainite, 10 to 40% retained austenite, It may contain 3-20% ferrite and unavoidable texture.
  • fresh martensite, perlite, martensite martensite (Martensite Austenite Constituent, M-A) and the like may be included. When fresh martensite or pearlite is excessively formed, the workability of the steel sheet may decrease or the fraction of retained austenite may be reduced.
  • the high-strength steel sheet with excellent workability according to an aspect of the present invention, as shown in the following [Relational Expression 1], the average total content of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in retained austenite ([Si+Al] ⁇ , The ratio of the average total content ([Si+Al] F , wt%) of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in ferrite to % by weight) satisfies the range of 1.1 to 3.0, and the following [Relational Expression 2] As such, the ratio of the fraction of tempered retained austenite (T( ⁇ ), volume%) of the steel sheet to the retained austenite fraction (V( ⁇ ), volume%) of the steel sheet may be 0.1 or more.
  • the high-strength steel sheet having excellent workability has a balance (B T E ) of tensile strength and elongation expressed by the following [Relational Expression 3] of 22,000 (MPa%) or more, and the following [Relational Expression 4]
  • B T H The balance between tensile strength and hole expansion rate (B T H ) expressed as 7*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) is greater than or equal to 7*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the bending workability (BR ) expressed in [Relational Expression 5] below is Since it satisfies the range of 0.5 to 3.0, it can have excellent balance between strength and ductility and balance between strength and hole expansion rate, as well as have excellent bendability.
  • R means the minimum bending radius (mm) at which cracks do not occur after the 90° bending test
  • t means the thickness (mm) of the steel sheet.
  • the present invention it is important to stabilize the retained austenite in the steel sheet because it is intended to simultaneously secure excellent ductility and bendability as well as high strength properties.
  • it is necessary to enrich carbon (C) and manganese (Mn) in ferrite, bainite, and tempered martensite of the steel sheet into austenite.
  • carbon (C) is concentrated in austenite by utilizing ferrite, the strength of the steel sheet may be insufficient due to the low strength characteristics of ferrite, and excessive interphase hardness difference may occur, thereby reducing the hole expansion rate (HER). Therefore, the present invention intends to enrich carbon (C) and manganese (Mn) into austenite by utilizing bainite and tempered martensite.
  • the present invention relates to the average total content of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in retained austenite ([Si+Al] ⁇ , wt%) of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in ferrite Since the ratio of the average total content of ([Si+Al] F , wt%) is limited to 1.1 or more, it is possible to effectively reduce the difference in hardness between the phases of the soft tissue and the hard tissue. On the other hand, if the content of silicon (Si) and aluminum (Al) in the ferrite is excessive, rather the ferrite is excessively hardened and the workability is deteriorated.
  • the present invention relates to the average total content ([Si+Al] ⁇ , wt%) of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in retained austenite, silicon (Si) and aluminum contained in ferrite
  • the ratio of the average total content of (Al) ([Si+Al] F , wt%) may be limited to 3.0 or less.
  • tempered retained austenite is heat-treated at a bainite formation temperature to increase the average size, and by suppressing the transformation from austenite to martensite, it is possible to improve the workability of the steel sheet. That is, in order to improve the ductility and workability of the steel sheet, it is preferable to increase the fraction of tempered retained austenite in retained austenite.
  • the high-strength steel sheet having excellent workability has a tempered retained austenite fraction (T( ⁇ ), volume%) of the steel sheet relative to the retained austenite fraction (V( ⁇ ), volume%) of the steel sheet ) can be limited to 0.1 or more.
  • the ratio of the tempered retained austenite fraction (T( ⁇ ), volume%) of the steel sheet to the retained austenite fraction (V( ⁇ ), volume%) of the steel sheet is less than 0.1, the bending workability (R/t) is 0.5 to 3.0 are not satisfied, and there is a problem in that the desired workability cannot be secured.
  • the steel sheet containing retained austenite has excellent ductility and bendability due to transformation-induced plasticity that occurs during transformation from austenite to martensite during processing.
  • the fraction of retained austenite is less than a certain level, the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) may be less than 22,000 MPa%, or the bending workability (R/t) may exceed 3.0.
  • TS ⁇ El tensile strength and elongation
  • R/t bending workability
  • the fraction of retained austenite exceeds a certain level, local elongation may be reduced.
  • the fraction of residual austenite can be limited in the range of 10 to 40% by volume.
  • both untempered martensite (fresh martensite) and tempered martensite are microstructures that improve the strength of the steel sheet.
  • fresh martensite has a property of greatly reducing the ductility and hole expandability of the steel sheet. This is because the microstructure of tempered martensite is softened by the tempering heat treatment. Therefore, in the present invention, it is preferable to utilize tempered martensite in order to provide a steel sheet having excellent balance between strength and ductility, balance between strength and hole expandability, and bending workability.
  • the present invention is tempered martensite in order to obtain a steel sheet excellent in the balance of tensile strength and elongation (TS ⁇ El), the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 ⁇ HER 1/2 ) and bending workability (R/t).
  • the fraction of can be limited to the range of 30 to 70 vol%.
  • bainite is appropriately included as a microstructure. It is preferable Only when the bainite fraction is above a certain level, the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) of 22,000 MPa% or more, and balance of tensile strength and hole expansion ratio of 7*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) or more (TS 2 ⁇ HER) 1/2 ) and a bending workability (R/t) of 0.5 to 3.0 can be secured.
  • the present invention can limit the fraction of bainite in the range of 10 to 45 vol%.
  • the present invention may limit the fraction of ferrite to a range of 3 to 20 vol%.
  • a method for manufacturing a high-strength steel sheet having excellent workability comprising: providing a cold-rolled steel sheet having predetermined components; heating (primary heating) the cold-rolled steel sheet to a temperature range of Ac1 or more and less than Ac3, and maintaining (primary maintenance) for 50 seconds or more; cooling (primary cooling) to a temperature range of 600 to 850°C (primary cooling stop temperature) at an average cooling rate of 1°C/s or more; cooling (secondary cooling) to a temperature range of 300 to 500°C at an average cooling rate of 2°C/s or more, and maintaining (secondary maintenance) in this temperature range for 5 seconds or more; cooling (tertiary cooling) to a temperature range of 100 to 300°C (second cooling stop temperature) at an average cooling rate of 2°C/s or more; heating (secondary heating) to a temperature range of 300 to 500°C, and maintaining (tertiary maintenance) for 50 seconds or more in this temperature range; and cooling
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention heating the steel slab to 1000 ⁇ 1350 °C; Finishing hot rolling in a temperature range of 800 ⁇ 1000 °C; winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 300 to 600°C; performing hot rolling annealing heat treatment on the wound steel sheet in a temperature range of 650 to 850° C. for 600 to 1700 seconds; and cold rolling the hot-rolled annealing heat-treated steel sheet at a reduction ratio of 30 to 90%.
  • a steel slab having a predetermined component is prepared. Since the steel slab of the present invention has an alloy composition corresponding to the alloy composition of the steel plate described above, the description of the alloy composition of the steel slab is replaced with the description of the alloy composition of the steel plate described above.
  • the prepared steel slab may be heated to a certain temperature range, and the heating temperature of the steel slab at this time may be in the range of 1000 to 1350 °C. If the heating temperature of the steel slab is less than 1000°C, it may be hot rolled in the temperature range below the target finish hot rolling temperature range. If the heating temperature of the steel slab exceeds 1350°C, it will reach the melting point of the steel and melt. because it has potential.
  • the heated steel slab may be hot rolled to provide a hot rolled steel sheet.
  • the finish hot rolling temperature during hot rolling is preferably in the range of 800 to 1000 °C. When the finish hot rolling temperature is less than 800 °C, excessive rolling load may be a problem, and when the finish hot rolling temperature exceeds 1000 °C, coarse grains of the hot rolled steel sheet are formed, which may cause deterioration of the physical properties of the final steel sheet. Because.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot rolling has been completed may be cooled at an average cooling rate of 10° C./s or more, and may be wound at a temperature of 300 to 600° C. If the coiling temperature is less than 300 °C, winding is not easy, and when the coiling temperature exceeds 600 °C, the surface scale (scale) is formed to the inside of the hot-rolled steel sheet This is because it may make pickling difficult.
  • the hot rolling annealing heat treatment can be performed for 600 to 1700 seconds in a temperature range of 650 to 850 °C.
  • the hot rolling annealing heat treatment temperature is less than 650° C. or less than 600 seconds, which is the hot rolling annealing heat treatment time, the strength of the hot rolling annealing heat treated steel sheet is high, and subsequent cold rolling may not be easy.
  • the hot-rolling annealing heat treatment temperature exceeds 850° C. or the hot-rolling annealing heat treatment time exceeds 1700 seconds, pickling may not be easy due to a scale formed deep inside the steel sheet.
  • pickling may be performed, and cold rolling may be performed.
  • cold rolling is preferably performed at a cumulative reduction ratio of 30 to 90%. When the cumulative reduction ratio of cold rolling exceeds 90%, it may be difficult to perform cold rolling in a short time due to the high strength of the steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet may be manufactured as an unplated cold-rolled steel sheet through an annealing heat treatment process, or may be manufactured as a plated steel sheet through a plating process to impart corrosion resistance.
  • plating methods such as hot-dip galvanizing, electro-galvanizing, and hot-dip aluminum plating may be applied, and the method and type thereof are not particularly limited.
  • an annealing heat treatment process is performed.
  • the cold-rolled steel sheet is heated (primary heating) to a temperature range of Ac1 or more and less than Ac3 (ideal range), and maintained (primary maintenance) in the temperature range for 50 seconds or more. If the primary heating or primary maintenance temperature is Ac3 or higher (single-phase region), the desired ferrite structure cannot be realized, so the desired level of [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ and tensile strength and hole expansion rate The balance (TS 2 ⁇ HER 1/2 ) cannot be implemented. In addition, when the primary heating or primary maintenance temperature is in a temperature range less than Ac1, sufficient heating is not performed, so there is a fear that the microstructure of the present invention may not be realized even by subsequent heat treatment. The average temperature increase rate of the primary heating may be 5 °C / s or more.
  • the structure may not be sufficiently homogenized and the physical properties of the steel sheet may be deteriorated.
  • the upper limit of the primary holding time is not particularly limited, the primary heating time is preferably limited to 1200 seconds or less in order to prevent a decrease in toughness due to grain coarsening.
  • the primary cooling After the primary maintenance, it is preferable to cool (primary cooling) to a temperature range of 600 to 850°C (primary cooling stop temperature) at an average cooling rate of 1°C/s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate of the primary cooling does not need to be specifically defined, but it is preferable to limit it to 100°C/s or less. If the primary cooling stop temperature is less than 600°C, ferrite is formed excessively and retained austenite is insufficient, so [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ and the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) may be lowered. have.
  • the upper limit of the primary cooling stop temperature is preferably 30° C. or less than the first maintaining temperature, the upper limit of the primary cooling stop temperature may be limited to 850° C.
  • Secondary cooling After the primary cooling, it is preferable to cool (secondary cooling) to a temperature range of 300 to 500°C at an average cooling rate of 2°C/s or more, and hold the temperature in the temperature range for 5 seconds or more (secondary maintenance).
  • secondary maintenance When the average cooling rate of secondary cooling is less than 2°C/s, ferrite is formed excessively and residual austenite is insufficient, so [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ and the balance of tensile strength and elongation (TS ⁇ El) ) may be lowered.
  • the upper limit of the average cooling rate of secondary cooling does not need to be specifically defined, but it is preferable to limit it to 100°C/s or less.
  • the secondary holding temperature exceeds 500°C, the residual austenite is insufficient, so [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ , T( ⁇ ) / V( ⁇ ), the balance of tensile strength and elongation (TS ⁇ El) and bending workability (R/t) may be lowered.
  • the secondary holding temperature is less than 300 °C, the low heat treatment temperature T ( ⁇ ) / V ( ⁇ ) and the bending rate (R / t) may be reduced. If the secondary holding time is less than 5 seconds, the heat treatment time is insufficient, and T( ⁇ ) / V( ⁇ ) and the bending workability (R/t) may be reduced.
  • the upper limit of the secondary holding time does not need to be specifically defined, but is preferably set to 600 seconds or less.
  • the average cooling rate (Vc1) of the primary cooling is preferably smaller than the average cooling rate (Vc2) of the secondary cooling (Vc1 ⁇ Vc2).
  • tertiary cooling After the secondary maintenance, it is preferable to cool (tertiary cooling) to a temperature range of 100 to 300 °C (secondary cooling stop temperature) at an average cooling rate of 2 °C/s or more.
  • the average cooling rate of tertiary cooling is less than 2°C/s, [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ , T( ⁇ ) / V( ⁇ ) and bending workability (R) of the steel sheet due to slow cooling /t) can be degraded.
  • the upper limit of the average cooling rate of the tertiary cooling does not need to be specifically defined, but it is preferable to limit it to 100°C/s or less.
  • tertiary holding temperature exceeds 550°C, [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ , T( ⁇ ) / V( ⁇ ), the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) due to insufficient retained austenite ) and bending workability (R/t) may be reduced.
  • tertiary holding time is less than 50 seconds, tempered martensite is excessively formed and retained austenite is insufficient, so [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ , T( ⁇ ) / V( ⁇ ), The balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) and bending workability (R/t) may be lowered.
  • the upper limit of the tertiary holding time is not particularly limited, but a preferred tertiary holding time may be 1800 seconds or less.
  • the high-strength steel sheet with excellent workability manufactured by the above-described manufacturing method may include tempered martensite, bainite, retained austenite and ferrite as a microstructure, and as a preferred example, 30 to 70% by volume fraction of tempered martensite, 10-45% bainite, 10-40% retained austenite, 3-20% ferrite and unavoidable structure.
  • the high-strength steel sheet with excellent workability produced by the above-described manufacturing method as shown in the following [Relational Expression 1], the average total content of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in retained austenite ([Si + Al) ]
  • the ratio of the average total content ([Si+Al] F , wt%) of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in ferrite to ⁇ , wt%) may satisfy the range of 1.1 to 3.0, and
  • the ratio of the fraction of tempered retained austenite (T( ⁇ ), volume%) of the steel sheet to the retained austenite fraction (V( ⁇ ), volume%) of the steel sheet may be 0.1 or more .
  • the high-strength steel sheet with excellent workability produced by the above-described manufacturing method has a balance (B T ⁇ E ) of tensile strength and elongation expressed by the following [Relational Expression 3] of 22,000 (MPa%) or more, and the following [Relational Expression 4] ], the balance of tensile strength and hole expansion rate (B T H ) is 7*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) or more, and the bending workability ( BR ) expressed in [Relational Expression 5] below This range of 0.5 to 3.0 can be satisfied.
  • R means the minimum bending radius (mm) at which cracks do not occur after the 90° bending test
  • t means the thickness (mm) of the steel sheet.
  • a steel slab having a thickness of 100 mm having the alloy composition shown in Table 1 (the remainder being Fe and unavoidable impurities) was prepared, heated at 1200° C., and then finish hot rolling was performed at 900° C. Then, it was cooled at an average cooling rate of 30° C./s, and wound at the coiling temperature of Tables 2 and 3 to prepare a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mm.
  • the hot rolled steel sheet was subjected to hot rolling annealing heat treatment under the conditions of Tables 2 and 3. Then, after removing the surface scale by pickling, cold rolling was performed to a thickness of 1.5 mm.
  • the microstructure of the thus prepared steel sheet was observed, and the results are shown in Tables 8 and 9.
  • ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM), and perlite (P) were observed through SEM after nital etching the polished specimen cross section.
  • the fractions of bainite and tempered martensite, which are difficult to distinguish among them, were calculated using an expansion curve after evaluation of dilatation.
  • fresh martensite (FM) and retained austenite (residual ⁇ ) are also difficult to distinguish
  • the fraction of retained austenite calculated by X-ray diffraction method is subtracted from the fraction of martensite and retained austenite observed by the SEM. The value was determined as the fresh martensite fraction.
  • Average total content of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in retained austenite ([Si+Al] ⁇ , wt%) and average total content of silicon (Si) and aluminum (Al) contained in ferrite ([ Si+Al] F , wt%) was measured using an Electron Probe MicroAnalyser (EPMA).
  • EPMA Electron Probe MicroAnalyser
  • the retained austenite fraction (V( ⁇ )) of the steel sheet was determined as the area measured in the retained austenite using the phase map of EPMA.
  • TS and elongation were evaluated through a tensile test, and tensile strength (TS) and elongation were evaluated using specimens taken according to JIS No. (El) was measured.
  • the bending workability (R/t) was evaluated by the V-bending test, and the minimum bending radius R where cracks do not occur after 90° bending test by taking a specimen based on the 90° direction with respect to the rolling direction of the rolled sheet It was calculated by dividing by the thickness t of .
  • the hole expansion rate (HER) was evaluated through the hole expansion test, and after forming a 10mm ⁇ punched hole (die inner diameter 10.3mm, clearance 12.5%), a conical punch with an apex angle of 60° was applied with the burr of the punching hole outside. After inserting into the punching hole in the desired direction and expanding the peripheral portion of the punching hole at a moving speed of 20 mm/min, it was calculated using the following [Relational Expression 6].
  • Hole expansion rate (HER, %) ⁇ (D - D 0 ) / D 0 ⁇ x 100
  • D means the hole diameter (mm) when the crack penetrates the steel plate along the thickness direction
  • D 0 means the initial hole diameter (mm).
  • Specimens 2 to 5 overlap the alloy composition range of the present invention, but since the hot rolling annealing temperature and time are out of the scope of the present invention, it can be confirmed that pickling failure occurs or fracture occurs during cold rolling.
  • Specimen 8 had a low primary cooling stop temperature, so ferrite was excessively formed, and retained austenite was low. As a result, it can be seen that in Specimen 8, the value of [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ exceeds 3.0, and the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) is less than 22,000 MPa%.
  • Specimen 12 had a high secondary holding temperature and thus less retained austenite was formed.
  • the [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ value exceeded 3.0
  • T( ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.5
  • the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) is less than 22,000 MPa%, and it can be seen that the bending workability (R/t) exceeds 3.0.
  • Specimen 13 had a low secondary holding temperature, so T( ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.1, and the bending workability (R/t) exceeded 3.0. It can be seen that / V( ⁇ ) is less than 0.1 and the bending workability (R/t) exceeds 3.0.
  • Specimen 15 had a low average cooling rate of tertiary cooling, so the value of [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ exceeded 3.0, T( ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.5, and the bending workability It can be confirmed that (R/t) exceeds 3.0.
  • Specimen 16 had a high secondary cooling stop temperature, so bainite was excessively formed, and tempered martensite was less formed. As a result, it can be confirmed that the T( ⁇ ) / V( ⁇ ) of Specimen 16 is less than 0.1, and the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) is less than 22,000 MPa%.
  • Specimen 17 had a low secondary cooling stop temperature, so tempered martensite was excessively formed, and retained austenite was low.
  • the value of [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ exceeded 3.0
  • T( ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.1
  • the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) is less than 22,000 MPa%, and it can be seen that the bending workability (R/t) exceeds 3.0.
  • Specimen 18 had a high tertiary holding temperature and thus less retained austenite was formed.
  • the value of [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ exceeded 3.0
  • T( ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.1
  • the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) is less than 22,000 MPa%, and it can be seen that the bending workability (R/t) exceeds 3.0.
  • Specimen 19 had a low tertiary holding temperature, so the value of [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ exceeded 3.0, T( ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.1, and the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) is less than 22,000 MPa%, it can be confirmed that the bending workability (R/t) exceeds 3.0.
  • Specimen 20 had a short tertiary holding time, so tempered martensite was excessively formed and retained austenite was low.
  • the value of [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ exceeded 3.0
  • T( ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.1
  • the balance between tensile strength and elongation (TS ⁇ El) is less than 22,000 MPa%, and it can be seen that the bending workability (R/t) exceeds 3.0.
  • the total content of aluminum (Al) and silicon (Si) is less than 1.0%, [Si+Al] F / [Si+Al] ⁇ , the balance of tensile strength and elongation (TS ⁇ El) and bending workability ( R/t) condition is not satisfied.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 강판에 관한 것으로서, 강도와 연성의 밸런스 및 강도와 구멍확장성의 밸런스가 우수하고, 굽힘가공성이 우수한 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 강판에 관한 것으로서, 고강도 특성을 구비하면서도 가공성이 우수한 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업은 지구 환경을 보호하기 위하여 소재 경량화를 도모하고, 동시에 탑승자 안정성을 확보할 수 있는 방안에 주목하고 있다. 이러한 안정성과 경량화 요구에 부응하기 위해 고강도 강판의 적용이 급격히 증가하고 있다. 일반적으로 강판의 고강도화가 이루어질수록 강판의 가공성은 저하되는 것으로 알려져 있다. 따라서, 자동차 부품용 강판에 있어서, 고강도 특성을 구비하면서도, 연성, 굽힘가공성 및 구멍확장성 등으로 대표되는 가공성이 우수한 강판이 요구되고 있는 실정이다.
강판의 가공성을 개선하는 기술로써, 템퍼드 마르텐사이트를 활용하는 방법이 특허문헌 1 및 2에 개시되어 있다. 경질의 마르텐사이트를 템퍼링(tempering)시켜 만든 템퍼드 마르텐사이트는 연질화된 마르텐사이트이므로, 템퍼드 마르텐사이트는 기존의 템퍼링되지 않은 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)와 강도의 차이가 존재한다. 따라서, 프레시 마르텐사이트를 억제시키고 템퍼드 마르텐사이트를 형성하게 되면 가공성이 증가할 수 있다.
그러나 특허문헌 1 및 2에 개시된 기술로는 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 이상을 만족하지 못하고, 이는 우수한 강도 및 연성이 모두 우수한 강판을 확보하기 어렵다는 것을 의미한다.
한편, 자동차 부재용 강판은 고강도이면서 가공성이 우수한 특성을 모두 얻기 위해서 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강이 개발되었다. 특허문헌 3에서는 강도 및 가공성이 우수한 TRIP강이 개시되어 있다.
특허문헌 3에서는 다각형의 페라이트와 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하여, 연성과 가공성을 향상시키고자 하였으나, 베이나이트를 주상(主相)으로 하고 있어 높은 강도를 확보하지 못하고, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl) 역시 22,000MPa% 이상을 만족하지 못하는 것을 알 수 있다.
즉, 높은 강도를 가지면서도, 연성, 굽힘가공성 및 구멍확장성 등으로 대표되는 가공성이 우수한 강판에 대한 요구를 충족시키지 못하고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2006-0118602호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2009-019258호
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제10-2014-0012167호
본 발명의 일측면에 따르면, 강판의 조성 및 미세조직을 최적화하여 우수한 연성, 굽힘가공성 및 구멍확장성을 갖는 고강도 강판과 이를 제조하는 방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 않는다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, C: 0.25~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 불가피한 조직을 포함하고, 아래의 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족할 수 있다.
[관계식 1]
1.1 ≤ [Si+Al] F / [Si+Al] γ ≤ 3.0
상기 관계식 1에서, [Si+Al] F는 페라이트에 포함된 Si 및 Al의 평균 합계 함량(중량%)이고, [Si+Al] γ는 잔류 오스테나이트에 포함된 Si 및 Al의 평균 합계 함량(중량%)이다.
[관계식 2]
T(γ) / V(γ) ≥ 0.1
상기 관계식 2에서, T(γ)는 강판의 템퍼드 잔류 오스테나이트의 분율(부피%)이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이다.
상기 강판은, 아래의 (1) 내지 (9) 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
(1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
(2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
(3) Cu: 0~4.5% 및 Ni: 0~4.5% 중 1종 이상
(4) B: 0~0.005%
(5) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
(6) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
(7) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
(8) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
(9) Co: 0~1.5%
상기 Si 및 Al의 합계 함량(Si+Al)은 1.0~6.0중량%일 수 있다.
상기 강판의 미세조직은, 30~70부피%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~45부피%의 베이나이트, 10~40부피%의 잔류 오스테나이트 및 3~20부피%의 페라이트를 포함할 수 있다.
상기 강판은, 아래의 [관계식 3]으로 표현되는 인장강도와 연신율의 밸런스(B T·E)가 22,000(MPa%) 이상이고, 아래의 [관계식 4]로 표현되는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스 (B T·H)가 7*10 6(MPa 2% 1/2) 이상이며, 아래의 [관계식 5]로 표현되는 굽힘가공률(B R)이 0.5~3.0인, 가공성이 우수한 고강도 강판.
[관계식 3]
B T·E = [인장강도(TS, MPa)] * [연신율(El, %)]
[관계식 4]
B T·H = [인장강도(TS, MPa)] 2 * [구멍확장률(HER, %)] 1/2
[관계식 5]
B R = R/t
상기 관계식 5에서, R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경(㎜)을 의미하고, t는 강판의 두께(㎜)를 의미한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.25~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉간압연된 강판을 제공하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 Ac1 이상 Ac3 미만의 온도범위까지 가열(1차 가열)하여, 50초 이상 유지(1차 유지)하는 단계; 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 600~850℃의 온도범위(1차 냉각정지온도)까지 냉각(1차 냉각)하는 단계; 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 300~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 단계; 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 100~300℃의 온도범위(2차 냉각정지온도)까지 냉각(3차 냉각)하는 단계; 300~500℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 50초 이상 유지(3차 유지)하는 단계; 및 상온까지 냉각(4차 냉각)하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 냉간압연된 강판은 아래의 (1) 내지 (9) 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
(1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
(2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
(3) Cu: 0~4.5% 및 Ni: 0~4.5% 중 1종 이상
(4) B: 0~0.005%
(5) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
(6) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
(7) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
(8) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
(9) Co: 0~1.5%
상기 냉간압연된 강판에 포함되는 상기 Si 및 Al의 합계 함량(Si+Al)은 1.0~6.0중량%일 수 있다.
상기 냉간압연된 강판은, 강 슬라브를 1000~1350℃로 가열하는 단계; 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 300~600℃의 온도범위에서 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 650~850℃의 온도범위에서 600~1700초 동안 열연소둔 열처리하는 단계; 및 상기 열연소둔 열처리된 강판을 30~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;를 통해 제공될 수 있다.
상기 1차 냉각의 냉각속도(Vc1)와 상기 2차 냉각의 냉각속도(Vc2)는 Vc1<Vc2의 관계를 만족할 수 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 강도가 우수할 뿐만 아니라, 연성, 굽힘가공성 및 구멍확장성 등의 가공성이 우수하여, 자동차 부품용으로 특히 적합한 강판을 제공할 수 있다.
본 발명은 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명의 발명자들은 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 페라이트를 포함하는 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, TRIP)강에 있어서, 잔류 오스테나이트의 안정화를 도모함과 동시에, 잔류 오스테나이트와 페라이트에 포함되는 특정 성분의 비율을 일정 범위로 제어하는 경우, 잔류 오스테나이트와 페라이트의 상간 경도차를 감소시킴으로써 강판의 가공성 및 강도의 동시 확보가 가능하다는 점을 인지하게 되었다. 이를 규명하여, 고강도강의 연성과 가공성을 향상시킬 수 있는 방법을 고안하고, 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, C: 0.25~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 불가피한 조직을 포함하고, 아래의 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족할 수 있다.
[관계식 1]
1.1 ≤ [Si+Al] F / [Si+Al] γ ≤ 3.0
상기 관계식 1에서, [Si+Al] F는 페라이트에 포함된 Si 및 Al의 평균 합계 함량(중량%)이고, [Si+Al] γ는 잔류 오스테나이트에 포함된 Si 및 Al의 평균 합계 함량(중량%)이다.
[관계식 2]
T(γ) / V(γ) ≥ 0.1
상기 관계식 2에서, T(γ)는 강판의 템퍼드 잔류 오스테나이트의 분율(부피%)이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, C: 0.25~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다, 또한, 추가적으로 Ti: 0.5% 이하(0% 포함), Nb: 0.5% 이하(0% 포함), V: 0.5% 이하(0% 포함), Cr: 3.0% 이하(0% 포함), Mo: 3.0% 이하(0% 포함), Cu: 4.5% 이하(0% 포함), Ni: 4.5% 이하(0% 포함), B: 0.005% 이하(0% 포함), Ca: 0.05% 이하(0% 포함), Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하(0% 포함), Mg: 0.05% 이하(0% 포함), W: 0.5% 이하(0% 포함), Zr: 0.5% 이하(0% 포함), Sb: 0.5% 이하(0% 포함), Sn: 0.5% 이하(0% 포함), Y: 0.2% 이하(0% 포함), Hf: 0.2% 이하(0% 포함), Co: 1.5% 이하(0% 포함) 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다. 아울러, 상기 Si 및 Al의 합계 함량(Si+Al)은 1.0~6.0%일 수 있다.
탄소(C): 0.25~0.75%
탄소(C)는 강판의 강도 확보에 불가결한 원소인 동시에, 강판의 연성 향상에 기여하는 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.25% 이상의 탄소(C)를 포함할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.25% 초과일 수 있고, 0.27% 이상일 수 있으며, 0.30% 이상일 수 있다. 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.31% 이상일 수 있다. 반면, 탄소(C) 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 강도 상승에 따라 냉각 압연이 어려워질 수 있다. 따라서, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.75%로 제한할 수 있다. 탄소(C) 함량은 0.70% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소 함량(C)은 0.67% 이하일 수 있다.
실리콘(Si): 4.0% 이하 (0%는 제외)
실리콘(Si)은 고용강화에 의한 강도 향상에 기여하는 원소이며, 페라이트를 강화시키고, 조직을 균일화시킴으로써 가공성을 개선하는 원소이기도 하다. 또한, 실리콘(Si)은 시멘타이트의 석출을 억제시켜 잔류 오스테나이트의 생성에 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 실리콘(Si)을 필수적으로 첨가할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.02% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.05% 이상일 수 있다. 다만, 실리콘(Si) 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 도금공정에서 미도금과 같이 도금결함 문제를 유발할 뿐만 아니라, 강판의 용접성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 4.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 3.8%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 3.5%일 수 있다.
알루미늄(Al): 5.0% 이하 (0%는 제외)
알루미늄(Al)은 강중의 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이다. 또한, 알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 동일하게 시멘타이트 석출을 억제시켜 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 알루미늄(Al)을 필수적으로 첨가할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.05% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.1% 이상일 수 있다. 반면, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 강판의 개재물이 증가될 뿐만 아니라, 강판의 가공성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 5.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 4.75%일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 4.5%일 수 있다.
한편, 실리콘(Si)과 알루미늄(Al)의 합계 함량(Si+Al)은 1.0~6.0%인 것이 바람직하다. 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)은 본 발명에서 미세조직 형성에 영향을 주어, 연성, 굽힘가공성 및 구멍확장성에 영향을 미치는 성분이므로, 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 합계 함량은 1.0~6.0%인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 실리콘(Si)과 알루미늄(Al)의 합계 함량(Si+Al)은 1.5% 이상일 수 있으며, 4.0% 이하일 수 있다.
망간(Mn): 0.9~5.0%
망간(Mn)은 강도와 연성을 함께 높이는데 유용한 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 망간(Mn) 함량의 하한을 0.9%로 제한할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 1.0%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 1.1%일 수 있다. 반면, 망간(Mn)이 과다하게 첨가되는 경우, 베이나이트 변태시간이 증가하여 오스테나이트 중의 탄소(C) 농화도가 충분하지 않게 되므로, 목적하는 오스테나이트 분율을 확보할 수 없는 문제점이 존재한다. 따라서, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 5.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 4.7%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 4.5%일 수 있다.
인(P): 0.15% 이하 (0% 포함)
인(P)은 불순물로 함유되어 충격인성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 인(P)의 함량은 0.15% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.03% 이하 (0% 포함)
황(S)은 불순물로 함유되어 강판 중에 MnS를 형성하고, 연성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 황(S)의 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.03% 이하 (0% 포함)
질소(N)는 불순물로 함유되어 연속주조 중에 질화물을 만들어 슬라브의 균열을 일으키는 원소이다. 따라서, 질소(N)의 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 강판은 상술한 합금성분 이외에 추가적으로 포함될 수 있는 합금 조성이 존재하며, 이에 대해서는 아래에서 상세히 설명한다.
티타늄(Ti): 0~0.5%, 니오븀(Nb): 0~0.5% 및 바나듐(V): 0~0.5% 중 1종 이상
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 석출물을 만들어 결정립을 미세화시키는 원소이며, 강판의 강도 및 충격인성의 향상에도 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 각 함량이 일 정 수준을 초과하는 경우, 과도한 석출물이 형성되어 충격인성이 저하될 뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량을 각각 0.5% 이하로 제한할 수 있다.
크롬(Cr): 0~3.0% 및 몰리브덴(Mo): 0~3.0% 중 1종 이상
크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 합금화 처리시 오스테나이트 분해를 억제할 뿐만 아니라, 망간(Mn)과 동일하게 오스테나이트를 안정화시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 베이나이트 변태시간이 증가하여 오스테나이트 중의 탄소(C) 농화량이 충분하지 않게 되므로, 목적하는 잔류 오스테나이트 분율을 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 함량을 각각 3.0% 이하로 제한할 수 있다.
구리(Cu): 0~4.5% 및 니켈(Ni): 0~4.5% 중 1종 이상
구리(Cu) 및 니켈(Ni)은 오스테나이트를 안정화시키고, 부식을 억제하는 원소이다. 또한, 구리(Cu) 및 니켈(Ni)은 강판 표면으로 농화되어, 강판 내로 이동하는 수소 침입을 막아 수소지연파괴를 억제하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해, 구리(Cu) 및 니켈(Ni) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 구리(Cu) 및 니켈(Ni)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 특성효과뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 구리(Cu) 및 니켈(Ni)의 함량을 각각 4.5% 이하로 제한할 수 있다.
보론(B): 0~0.005%
보론(B)은 담금질성을 향상시켜 강도를 높이는 원소이며, 결정립계의 핵생성을 억제하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해, 보론(B)을 첨가할 수 있다. 다만, 보론(B)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 특성효과뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 보론(B)의 함량을 0.005% 이하로 제한할 수 있다.
칼슘(Ca): 0~0.05%, 마그네슘(Mg): 0~0.05% 및 이트륨(Y)을 제외한 희토류 원소(REM): 0~0.05% 중 1종 이상
여기서, 희토류원소(REM)란 스칸듐(Sc), 이트륨(Y)과 란타넘족원소를 의미한다. 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg), 이트륨(Y)을 제외한 희토류원소(REM)는 황화물을 구형화시킴으로써 강판의 연성 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg), 이트륨(Y)을 제외한 희토류원소(REM) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg), 이트륨(Y)을 제외한 희토류원소(REM)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg), 이트륨(Y)을 제외한 희토류원소(REM)의 함량을 각각 0.05% 이하로 제한할 수 있다.
텅스텐(W): 0~0.5% 및 지르코늄(Zr): 0~0.5% 중 1종 이상
텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr)은 담금질성을 향상시켜 강판의 강도를 증가시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr)의 함량을 각각 0.5% 이하로 제한할 수 있다.
안티몬(Sb): 0~0.5% 및 주석(Sn): 0~0.5% 중 1종 이상
안티몬(Sb) 및 주석(Sn)은 강판의 도금 젖음성과 도금 밀착성을 향상시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 안티몬(Sb) 및 주석(Sn) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 안티몬(Sb) 및 주석(Sn)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 강판의 취성이 증가하여 열간가공 또는 냉간가공 시 균열이 발생할 수 있으므로, 본 발명은 안티몬(Sb) 및 주석(Sn)의 함량을 각각 0.5% 이하로 제한할 수 있다.
이트륨(Y): 0~0.2% 및 하프늄(Hf): 0~0.2% 중 1종 이상
이트륨(Y) 및 하프늄(Hf)은 강판의 내식성을 향상시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 이트륨(Y) 및 하프늄(Hf) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 이트륨(Y) 및 하프늄(Hf)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 강판의 연성이 열화될 수 있으므로, 본 발명은 이트륨(Y) 및 하프늄(Hf)의 함량을 각각 0.2% 이하로 제한할 수 있다.
코발트(Co): 0~1.5%
코발트(Co)는 베이나이트 변태를 촉진시켜 TRIP 효과를 증가시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 코발트(Co)를 첨가할 수 있다. 다만, 코발트(Co)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 강판의 용접성과 연성이 열화될 수 있으므로, 본 발명은 코발트(Co) 함량을 1.5% 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은 전술한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 전술한 성분 이외에 유효한 성분의 추가적인 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 페라이트를 포함할 수 있다. 바람직한 일 예로서, 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 부피분율로, 30~70%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~45%의 베이나이트, 10~40%의 잔류 오스테나이트, 3~20%의 페라이트 및 불가피한 조직을 포함할 수 있다. 본 발명의 불가피한 조직으로서, 프레시 마르텐사이트(Fresh Martensite), 펄라이트, 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite Constituent, M-A) 등이 포함될 수 있다. 프레시 마르텐사이트나 펄라이트가 과도하게 형성되면, 강판의 가공성이 저하되거나, 잔류 오스테나이트의 분율을 저감시킬 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 아래의 [관계식 1]과 같이, 잔류 오스테나이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] γ, 중량%)에 대한 페라이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] F, 중량%)의 비가 1.1~3.0의 범위를 만족하며, 아래의 [관계식 2]와 같이, 강판의 잔류 오스테나이트 분율(V(γ), 부피%)에 대한 강판의 템퍼드 잔류 오스테나이트의 분율(T(γ), 부피%)의 비가 0.1 이상일 수 있다.
[관계식 1]
1.1 ≤ [Si+Al] F / [Si+Al] γ ≤ 3.0
[관계식 2]
T(γ) / V(γ) ≥ 0.1
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 아래의 [관계식 3]으로 표현되는 인장강도와 연신율의 밸런스(B T·E)가 22,000(MPa%) 이상이고, 아래의 [관계식 4]로 표현되는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스 (B T·H)가 7*10 6(MPa 2% 1/2) 이상이며, 아래의 [관계식 5]로 표현되는 굽힘가공률(B R)이 0.5~3.0의 범위를 만족하므로, 우수한 강도와 연성의 밸런스 및 강도와 구멍확장률의 밸런스를 가질 뿐만 아니라, 우수한 굽힘가공성을 가질 수 있다.
[관계식 3]
B T·E = [인장강도(TS, MPa)] * [연신율(El, %)]
[관계식 4]
B T·H = [인장강도(TS, MPa)] 2 * [구멍확장률(HER, %)] 1/2
[관계식 5]
B R = R/t
상기 관계식 5에서, R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경(㎜)을 의미하고, t는 강판의 두께(㎜)를 의미한다.
본 발명은 고강도 특성뿐만 아니라, 우수한 연성 및 굽힘가공성을 동시에 확보하고자 하므로, 강판의 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 것이 중요하다. 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위해서는, 강판의 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트에서의 탄소(C)와 망간(Mn)을 오스테나이트로 농화시키는 것이 필요하다. 그러나, 페라이트를 활용하여 오스테나이트 중으로 탄소(C)를 농화시키면, 페라이트의 낮은 강도 특성 때문에 강판의 강도가 부족할 수 있으며, 과도한 상간 경도차가 발생하여 구멍확장률(HER)이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명은 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 활용하여 오스테나이트 중으로 탄소(C)와 망간(Mn)을 농화시키고자 한다.
잔류 오스테나이트 중의 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al) 함량을 일정 범위로 제한하는 경우, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트 중으로 탄소(C)와 망간(Mn)을 다량 농화시킬 수 있으므로, 잔류 오스테나이트를 효과적으로 안정화시킬 수 있다. 또한, 오스테나이트 중의 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al) 함량을 일정 범위로 제한함에 따라, 페라이트 중의 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al) 함량을 증가시킬 수 있다. 페라이트 중의 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al) 함량이 증가됨에 따라 페라이트의 경도는 증가하며, 연질조직인 페라이트와 경질조직인 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 상간 경도차를 효과적으로 감소시킬 수 있다.
따라서, 본 발명은 잔류 오스테나이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] γ, 중량%)에 대한 페라이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] F, 중량%)의 비를 1.1 이상으로 제한하므로, 연질조직과 경질조직의 상간 경도차를 효과적으로 감소시킬 수 있다. 반면, 페라이트 중의 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al) 함량이 과다한 경우, 오히려 페라이트가 과도하게 경질화되어 가공성이 저하되므로, 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2) 및 굽힘가공률(R/t)을 모두 확보할 수 없게 된다. 따라서, 본 발명은 본 발명은 잔류 오스테나이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] γ, 중량%)에 대한 페라이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] F, 중량%)의 비를 3.0 이하로 제한할 수 있다.
한편, 잔류 오스테나이트 중 템퍼드 잔류 오스테나이트는 베이나이트 형성 온도에서 열처리되어 평균 크기가 증가한 것으로서, 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태를 억제하여, 강판의 가공성을 향상시킬 수 있다. 즉, 강판의 연성 및 가공성을 향상시키기 위해서는, 잔류 오스테나이트 중의 템퍼드 잔류 오스테나이트의 분율을 증가시키는 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 강판의 잔류 오스테나이트 분율(V(γ), 부피%)에 대한 강판의 템퍼드 잔류 오스테나이트의 분율(T(γ), 부피%)의 비를 0.1 이상으로 제한할 수 있다. 강판의 잔류 오스테나이트 분율(V(γ), 부피%)에 대한 강판의 템퍼드 잔류 오스테나이트의 분율(T(γ), 부피%)의 비가 0.1 미만인 경우, 굽힘가공률(R/t)이 0.5~3.0을 만족하지 않게 되어, 목적하는 가공성을 확보하지 못하는 문제점이 존재한다.
잔류 오스테나이트가 포함된 강판은, 가공 중 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태시 발생하는 변태유기소성에 의해 우수한 연성 및 굽힘가공성을 갖는다. 잔류 오스테나이트의 분율이 일정 수준 미만인 경우에는 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만이거나, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과할 수 있다. 한편, 잔류 오스테나이트의 분율이 일정 수준을 초과하게 되면 국부연신율(Local Elongation)이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명은 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl) 뿐만 아니라, 굽힘가공률(R/t)이 우수한 강판을 얻기 위해 잔류 오스테나이의 분율을 10~40부피%의 범위로 제한할 수 있다.
한편, 템퍼링 되지 않은 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)와 템퍼드 마르텐사이트는 모두 강판의 강도를 향상시키는 미세조직이다. 그러나, 템퍼드 마르텐사이트와 비교할 때, 프레시 마르텐사이트는 강판의 연성 및 구멍확장성을 크게 저하시키는 특성이 있다. 이는 템퍼링 열처리에 의해 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직이 연질화되기 때문이다. 따라서, 본 발명은 강도와 연성의 밸런스, 강도와 구멍확장성의 밸런스 및 굽힘가공성이 우수한 강판을 제공하기 위해, 템퍼드 마르텐사이트를 활용하는 것이 바람직하다. 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 일정 수준 미만에서는 22,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl) 또는 7*10 6(MPa 2% 1/2) 이상의 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2)를 확보하기 어렵고, 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 일정 수준 초과에서는, 연성 및 가공성이 저하되어, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만이거나, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하여 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명은 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2) 및 굽힘가공률(R/t)이 우수한 강판을 얻기 위해 템퍼드 마르텐사이트의 분율을 30~70부피%의 범위로 제한할 수 있다.
인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2) 및 굽힘가공률(R/t)을 향상시키기 위해서는, 미세조직으로 베이나이트가 적절하게 포함되는 것이 바람직하다. 베이나이트 분율이 일정 수준 이상인 경우에 한하여, 22,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl), 7*10 6(MPa 2% 1/2) 이상의 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2) 및 0.5~3.0의 굽힘가공률(R/t)을 확보할 수 있다. 반면, 베이나이트의 분율이 과도한 경우, 템퍼드 마르텐사이트 분율의 감소가 필수적으로 수반되므로, 결국 본 발명이 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2) 및 굽힘가공률(R/t)을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 본 발명은 베이나이트의 분율을 10~45부피%의 범위로 제한할 수 있다.
페라이트는 연성 향상에 기여하는 원소이므로, 페라이트의 분율이 일정 수준 이상인 경우에 한하여 본 발명이 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)를 확보할 수 있다. 다만, 페라이트의 분율이 과도한 경우에는, 상간 경도차가 증가하여 구멍확장률(HER)이 저하될 수 있는바, 본 발명이 목적하는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2)를 확보하지 못하게 된다. 따라서, 본 발명은 페라이트의 분율을 3~20부피%의 범위로 제한할 수 있다.
이하, 본 발명의 강판을 제조하는 방법의 일 예에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법은, 소정의 성분을 가지는 냉간압연된 강판을 제공하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 Ac1 이상 Ac3 미만의 온도범위까지 가열(1차 가열)하여, 50초 이상 유지(1차 유지)하는 단계; 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 600~850℃의 온도범위(1차 냉각정지온도)까지 냉각(1차 냉각)하는 단계; 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 300~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 단계; 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 100~300℃의 온도범위(2차 냉각정지온도)까지 냉각(3차 냉각)하는 단계; 300~500℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 50초 이상 유지(3차 유지)하는 단계; 및 상온까지 냉각(4차 냉각)하는 단계;를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 냉간압연된 강판은, 강 슬라브를 1000~1350℃로 가열하는 단계; 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 300~600℃의 온도범위에서 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 650~850℃의 온도범위에서 600~1700초 동안 열연소둔 열처리하는 단계; 및 상기 열연소둔 열처리된 강판을 30~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;를 통해 제공될 수 있다.
강 슬라브 준비 및 가열
소정의 성분을 가지는 강 슬라브를 준비한다. 본 발명의 강 슬라브는 전술한 강판의 합금조성과 대응하는 합금조성을 가지므로, 강 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 강판의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
준비된 강 슬라브를 일정 온도범위로 가열할 수 있으며, 이 때의 강 슬라브의 가열 온도는 1000~1350℃의 범위일 수 있다. 강 슬라브의 가열 온도가 1000℃ 미만일 경우, 목적하는 마무리 열간압연 온도범위 이하의 온도구간에서 열간압연될 소지가 있으며, 강 슬라브의 가열 온도가 1350℃를 초과할 경우, 강의 융점에 도달하여 녹아버릴 소지가 있기 때문이다.
열간압연 및 권취
가열된 강 슬라브는 열간압연되어 열연강판으로 제공될 수 있다. 열간압연 시 마무리 열간압연 온도는 800~1000℃의 범위가 바람직하다. 마무리 열간압연 온도가 800℃미만인 경우, 과도한 압연부하가 문제될 수 있으며, 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과하는 경우, 열연강판의 결정립이 조대하게 형성되어 최종 강판의 물성저하를 야기할 수 있기 때문이다.
열간압연이 완료된 열연강판은 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각될 수 있으며, 300~600℃의 온도에서 권취될 수 있다. 권취온도가 300℃ 미만인 경우, 권취가 용이하지 않고, 권취온도가 600℃를 초과하는 경우, 표면 스케일(scale)이 열연강판의 내부까지 형성되어 산세를 어렵게 할 소지가 있기 때문이다.
열연소둔 열처리
권취 후의 후속공정인 산세 및 냉간압연을 용이하게 실시하기 위해서 열연소둔 열처리 공정을 실시하는 것이 바람직하다. 열연소둔 열처리는 650~850℃의 온도구간에서 600~1700초 동안 행할 수 있다. 열연소둔 열처리 온도가 650℃ 미만이거나, 열연소둔 열처리 시간인 600초 미만인 경우, 열연소둔 열처리된 강판의 강도가 높아 후속되는 냉간압연이 용이하지 않을 수 있다. 반면, 열연소둔 열처리 온도가 850℃를 초과하거나, 열연소둔 열처리 시간인 1700초를 초과하는 경우, 강판 내부로 깊게 형성된 스케일(scale)에 기인하여 산세가 용이하지 않을 수 있다.
산세 및 냉간압연
열연소둔 열처리 후에 강판 표면에 생성된 스케일을 제거하기 위해서 산세를 실시하고, 냉간압연을 실시할 수 있다. 본 발명에서 산세 및 냉간압연 조건을 특별히 제한하는 것은 아니나, 냉간압연은 누적 압하율 30~90%로 실시하는 것이 바람직하다. 냉간압연의 누적 압하율이 90%를 초과하는 경우, 강판의 높은 강도로 인하여 냉간압연을 단시간에 수행하기 어려울 소지가 있다.
냉간압연된 강판은 소둔 열처리 공정을 거쳐 미도금의 냉연강판으로 제작되거나, 내식성을 부여하기 위해서 도금공정을 거쳐 도금강판으로 제작될 수 있다. 도금은 용융아연도금, 전기아연도금, 용융알루미늄도금 등의 도금방법을 적용할 수 있고, 그 방법과 종류를 특별히 제한하지 않는다.
소둔 열처리
본 발명은 강판의 강도 및 가공성 동시 확보를 위해서, 소둔 열처리 공정을 실시한다.
냉간압연된 강판을 Ac1 이상 Ac3 미만(이상역)의 온도범위로 가열(1차 가열)하고, 해당 온도범위에서 50초 이상 유지(1차 유지)한다. 1차 가열 또는 1차 유지 온도가 Ac3 이상(단상역)인 경우 목적하는 페라이트 조직을 구현할 수 없으므로, 목적하는 수준의 [Si+Al] F / [Si+Al] γ 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2)를 구현할 수 없게 된다. 또한, 1차 가열 또는 1차 유지 온도가 Ac1 미만의 온도범위인 경우, 충분한 가열이 이루어지지 않아 후속하는 열처리에 의하더라도 본 발명이 목적하는 미세조직을 구현하지 못할 우려가 있다. 1차 가열의 평균 승온속도는 5℃/s 이상일 수 있다.
1차 유지 시간이 50초 미만인 경우에는 조직을 충분히 균일화시키지 못하여 강판의 물성이 저하될 수 있다. 1차 유지 시간의 상한은 특별히 한정하지 않으나, 결정립 조대화로 인한 인성의 감소를 방지하기 위해 1차 가열 시간은 1200초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
1차 유지 후, 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 600~850℃의 온도범위(1차 냉각정지온도)까지 냉각(1차 냉각)하는 것이 바람직하다. 1차 냉각의 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 100℃/s 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 1차 냉각정지온도가 600℃ 미만인 경우에는 페라이트가 과하게 형성되고 잔류 오스테나이트가 부족하여, [Si+Al] F / [Si+Al] γ 및 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 저하될 수 있다. 또한, 1차 냉각정지온도의 상한은 상기 1차 유지온도 보다 30℃ 이하인 것이 바람직하므로, 1차 냉각정지온도의 상한은 850℃로 제한할 수 있다.
1차 냉각 후, 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로, 300~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 해당 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 것이 바람직하다. 2차 냉각의 평균 냉각속도가 2℃/s 미만일 경우에는 페라이트가 과도하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여 [Si+Al] F / [Si+Al] γ 및 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 저하될 수 있다. 2차 냉각의 평균 냉각속도 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 100℃/s 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 2차 유지온도가 500℃를 초과하는 경우, 잔류 오스테나이트가 부족하여 [Si+Al] F / [Si+Al] γ, T(γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl) 및 굽힘가공률(R/t)이 저하될 수 있다. 또한, 2차 유지온도가 300℃ 미만인 경우, 낮은 열처리 온도로 T(γ) / V(γ) 및 굽힘가공률(R/t)이 저하될 수 있다. 2차 유지시간이 5초 미만인 경우, 열처리 시간이 부족하여 T(γ) / V(γ) 및 굽힘가공률(R/t)이 저하될 수 있다. 반면, 2차 유지시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 600초 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 1차 냉각의 평균 냉각속도(Vc1)는 2차 냉각의 평균 냉각속도(Vc2)보다 작은 것이 바람직하다(Vc1 < Vc2).
2차 유지 후, 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로 100~300℃의 온도범위(2차 냉각정지온도)까지 냉각(3차 냉각)하는 것이 바람직하다. 3차 냉각의 평균 냉각속도가 2℃/s 미만일 경우, 느린 냉각으로 인해 강판의 [Si+Al] F / [Si+Al] γ, T(γ) / V(γ) 및 굽힘가공률(R/t)이 저하될 수 있다. 3차 냉각의 평균 냉각속도 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 100℃/s 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 2차 냉각정지온도가 300℃를 초과하는 경우, 베이나이트가 과도하게 형성되고 템퍼드 마르텐사이트가 부족하여 T(γ) / V(γ) 및 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 저하될 수 있다. 반면, 2차 냉각정지온도가 100℃ 미만인 경우에는, 템퍼드 마르텐사이트가 과도하게 형성되고 잔류 오스테나이트가 부족하여 [Si+Al] F / [Si+Al] γ, T(γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl) 및 굽힘가공률(R/t)이 저하될 수 있다.
3차 냉각 후, 300~500℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 해당 온도범위에서 10초 이상 유지(3차 유지)하는 것이 바람직하다. 3차 유지온도가 550℃를 초과하는 경우, 잔류 오스테나이트가 부족하여 [Si+Al] F / [Si+Al] γ, T(γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl) 및 굽힘가공률(R/t)이 저하될 수 있다. 반면, 3차 유지온도가 350℃ 미만이 경우, 유지 온도가 낮아 잔류 오스테나이트가 부족하며, 그에 따라 [Si+Al] F / [Si+Al] γ, T(γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl) 및 굽힘가공률(R/t)이 저하될 수 있다. 3차 유지시간이 50초 미만인 경우, 템퍼드 마르텐사이트가 과도하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여 [Si+Al] F / [Si+Al] γ, T(γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl) 및 굽힘가공률(R/t)이 저하될 수 있다. 상기 3차 유지시간의 상한은 특별히 한정하지는 않으나, 바람직한 3차 유지시간은 1800초 이하일 수 있다.
상기 3차 유지 후, 상온까지 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각(4차 냉각)하는 것이 바람직하다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 가공성이 우수한 고강도 강판은, 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 페라이트를 포함할 수 있으며, 바람직한 일 예로서, 부피분율로, 30~70%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~45%의 베이나이트, 10~40%의 잔류 오스테나이트, 3~20%의 페라이트 및 불가피한 조직을 포함할 수 있다.
또한, 전술한 제조방법에 의해 제조된 가공성이 우수한 고강도 강판은, 아래의 [관계식 1]과 같이, 잔류 오스테나이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] γ, 중량%)에 대한 페라이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] F, 중량%)의 비가 1.1~3.0의 범위를 만족할 수 있으며, 또한, 아래의 [관계식 2]와 같이, 강판의 잔류 오스테나이트 분율(V(γ), 부피%)에 대한 강판의 템퍼드 잔류 오스테나이트의 분율(T(γ), 부피%)의 비가 0.1 이상일 수 있다.
[관계식 1]
1.1 ≤ [Si+Al] F / [Si+Al] γ ≤ 3.0
[관계식 2]
T(γ) / V(γ) ≥ 0.1
전술한 제조방법에 의해 제조된 가공성이 우수한 고강도 강판은, 아래의 [관계식 3]으로 표현되는 인장강도와 연신율의 밸런스(B T·E)가 22,000(MPa%) 이상이고, 아래의 [관계식 4]로 표현되는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스 (B T·H)가 7*10 6(MPa 2% 1/2) 이상이며, 아래의 [관계식 5]로 표현되는 굽힘가공률(B R)이 0.5~3.0의 범위를 만족할 수 있다.
[관계식 3]
B T·E = [인장강도(TS, MPa)] * [연신율(EL, %)]
[관계식 4]
B T·H = [인장강도(TS, MPa)] 2 * [구멍확장률(HER, %)] 1/2
[관계식 5]
B R = R/t
상기 관계식 5에서, R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경(㎜)을 의미하고, t는 강판의 두께(㎜)를 의미한다.
이하, 구체적인 실시예를 통해 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정된다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금 조성(나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 두께 100㎜의 강 슬라브를 제조하여, 1200℃에서 가열한 다음, 900℃에서 마무리 열간 압연을 실시하였다. 이후 30℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하고, 표 2 및 표 3의 권취온도에서 권취하여, 두께 3㎜의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 표 2 및 3의 조건으로 열연소둔 열처리하였다. 이후, 산세하여 표면 스케일을 제거한 후, 1.5㎜두께까지 냉간압연을 실시하였다.
이후, 표 2 내지 7의 소둔 열처리 조건으로 열처리를 실시하여, 강판을 제조하였다.
이렇게 제조된 강판의 미세조직을 관찰하여 그 결과를 표 8 및 표 9에 나타내었다. 미세조직 중 페라이트(F), 베이나이트(B), 템퍼드 마르텐사이트(TM) 및 펄라이트(P)는 연마된 시편 단면을 나이탈 에칭한 후 SEM을 통하여 관찰하였다. 이중에서 구별이 어려운 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트는 딜라테이션 평가 후에 팽창 곡선을 이용하여 분율을 계산하였다. 한편, 프레시 마르텐사이트(FM)와 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 역시 구별이 쉽지 않기 때문에, 상기 SEM로 관찰된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 분율에서 X선 회절법으로 계산된 잔류 오스테나이트의 분율을 뺀 값을 프레시 마르텐사이트 분율로 결정하였다.
한편, 강판의 [Si+Al] F / [Si+Al] γ, T(γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스 (TSХEl), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2), 굽힘가공률(R/t)을 관찰하여, 그 결과를 표 10 및 표 11에 나타내었다.
잔류 오스테나이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] γ, 중량%) 및 페라이트에 포함된 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 평균 합계 함량([Si+Al] F, 중량%)은 EPMA(Electron Probe MicroAnalyser)를 이용하여 측정하였다. 또한, 강판의 잔류 오스테나이트 분율(V(γ)은 EPMA의 상지도(Phase Map)를 이용하여 잔류 오스테나이트 내에서 측정된 면적으로 결정하였다.
인장강도(TS) 및 연신율(El)은 인장시험을 통해 평가되었으며, 압연판재의 압연방향에 대해 90° 방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 평가하여 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였다. 굽힘가공률(R/t)은 V-벤딩시험으로 평가되었으며, 압연판재의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 시편을 채취하여 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경 R을 판재의 두께 t로 나눈 값으로 결정하여 산출하였다. 구멍확장률(HER)은 구멍확장시험을 통해 평가되었으며, 10mmØ의 펀칭구멍(다이 내경 10.3mm, 클리어런스 12.5%)을 형성한 후 꼭지각 60°의 원추형 펀치를 펀칭구멍의 버(burr)가 외측이 되는 방향으로 펀칭구멍에 삽입하고, 20mm/min의 이동 속도로 펀칭구멍 주변부를 압박 확장한 후 아래의 [관계식 6]을 이용하여 산출하였다.
[관계식 6]
구멍확장률(HER, %) = {(D - D 0) / D 0} x 100
상기 관계식 6에서, D는 균열이 두께방향을 따라 강판을 관통하였을 때의 구멍 직경(mm)을 의미하며, D 0는 초기 구멍 직경(mm)을 의미한다.
강종 화학성분 (중량%)
C Si Mn P S Al N Cr Mo 기타
A 0.35 1.92 2.46 0.012 0.0010 0.53 0.0028 0.58
B 0.32 2.15 2.27 0.013 0.0008 0.46 0.0033 0.22 0.31
C 0.37 2.31 2.15 0.011 0.0009 0.50 0.0035 0.49
D 0.43 2.08 3.79 0.008 0.0012 0.44 0.0026 0.57
E 0.48 1.86 2.34 0.009 0.0013 0.51 0.0030
F 0.53 1.57 2.68 0.011 0.0010 0.65 0.0034
G 0.69 1.72 1.80 0.013 0.0011 0.92 0.0027
H 0.38 1.69 2.42 0.008 0.0008 1.56 0.0032
I 0.36 1.42 1.63 0.009 0.0009 2.38 0.0033
J 0.40 0.02 2.79 0.009 0.0013 4.72 0.0025 Ti: 0.03
K 0.46 2.28 2.54 0.011 0.0010 0.64 0.0024 Nb: 0.04
L 0.49 2.16 2.77 0.012 0.0012 0.37 0.0029 V: 0.05
M 0.35 1.57 1.96 0.008 0.0007 0.59 0.0030 Ni: 0.31
N 0.33 1.46 2.18 0.010 0.0009 0.51 0.0028 Cu: 0.35
O 0.42 1.69 2.54 0.012 0.0008 0.48 0.0027 B: 0.0021
P 0.37 1.41 2.36 0.009 0.0012 0.54 0.0032 Ca: 0.003
Q 0.39 1.70 2.20 0.007 0.0011 0.63 0.0033 REM: 0.002
R 0.41 1.55 2.64 0.012 0.0007 0.61 0.0031 Mg: 0.001
S 0.44 1.43 2.47 0.011 0.0008 0.58 0.0027 W: 0.15
T 0.36 1.74 2.25 0.008 0.0013 0.55 0.0023 Zr: 0.16
U 0.39 1.89 2.83 0.010 0.0011 0.50 0.0028 Sb: 0.05
V 0.46 1.52 2.06 0.009 0.0008 0.74 0.0034 Sn: 0.04
W 0.37 1.94 2.28 0.012 0.0007 0.66 0.0028 Y: 0.02
X 0.28 3.85 1.59 0.008 0.0009 0.49 0.0031 Hf: 0.03
Y 0.36 2.46 2.72 0.010 0.0010 0.53 0.0033 Co: 0.35
XA 0.22 1.81 2.90 0.013 0.0009 0.57 0.0028
XB 0.79 1.64 2.65 0.010 0.0013 0.45 0.0026
XC 0.43 0.02 2.74 0.009 0.0007 0.02 0.0029
XD 0.38 4.14 2.52 0.011 0.0011 0.03 0.0033
XE 0.35 0.02 2.68 0.008 0.0009 5.17 0.0028
XF 0.41 1.76 0.82 0.011 0.0012 0.54 0.0031
XG 0.37 1.83 5.11 0.012 0.0010 0.49 0.0025
XH 0.45 2.25 2.34 0.008 0.0007 0.44 0.0032 3.26
XI 0.39 2.59 2.63 0.010 0.0009 0.52 0.0029 3.22
시편
번호		 강종 열연강판
권취온도
(℃)		 열연강판
소둔온도
(℃)		 열연강판
소둔시간
(s)		 1차평균
가열속도
(℃/s)		 1차유지
온도구간
(℃)		 1차유지
시간
(s)
1 A 500 800 1300 10 이상역 120
2 A 500 900 1200 산세불량
3 A 450 600 1500 냉간압연시 파단발생
4 A 550 800 1800 산세불량
5 A 550 750 500 냉간압연시 파단발생
6 A 500 800 1400 10 단상역 120
7 A 450 700 1100 10 이상역 120
8 A 500 750 1300 10 이상역 120
9 A 500 800 900 10 이상역 120
10 B 550 750 1200 10 이상역 120
11 C 500 700 1500 10 이상역 120
12 C 450 700 900 10 이상역 120
13 C 550 800 1000 10 이상역 120
14 C 500 750 800 10 이상역 120
15 C 550 700 900 10 이상역 120
16 C 550 800 1300 10 이상역 120
17 C 450 650 1400 10 이상역 120
18 C 500 700 1600 10 이상역 120
19 C 550 650 800 10 이상역 120
20 C 450 700 1100 10 이상역 120
21 D 550 750 1000 10 이상역 120
22 E 500 800 1200 10 이상역 120
23 F 500 850 1500 10 이상역 120
24 G 550 650 1700 10 이상역 120
25 H 350 700 600 10 이상역 120
26 I 550 800 1200 10 이상역 120
시편
번호		 강종 열연강판
권취온도
(℃)		 열연강판
소둔온도
(℃)		 열연강판
소둔시간
(s)		 1차평균
가열속도
(℃/s)		 1차유지
온도구간
(℃)		 1차유지
시간
(s)
27 J 450 750 1300 10 이상역 120
28 K 500 700 1600 10 이상역 120
29 L 550 650 1400 10 이상역 120
30 M 550 800 1000 10 이상역 120
31 N 500 750 800 10 이상역 120
32 O 450 750 1200 10 이상역 120
33 P 500 700 900 10 이상역 120
34 Q 400 800 1200 10 이상역 120
35 R 550 750 1500 10 이상역 120
36 S 400 700 1100 10 이상역 120
37 T 450 800 1400 10 이상역 120
38 U 500 750 1600 10 이상역 120
39 V 500 700 900 10 이상역 120
40 W 400 650 1300 10 이상역 120
41 X 500 700 800 10 이상역 120
42 Y 450 750 1100 10 이상역 120
43 XA 500 650 1300 10 이상역 120
44 XB 450 750 1500 10 이상역 120
45 XC 550 700 1200 10 이상역 120
46 XD 500 800 900 10 이상역 120
47 XE 550 700 1100 10 이상역 120
48 XF 500 750 1500 10 이상역 120
49 XG 450 750 800 10 이상역 120
50 XH 500 700 1200 10 이상역 120
51 XI 550 650 1300 10 이상역 120
시편
번호		 강종 1차평균
냉각속도
(℃/s)		 1차냉각
정지온도
(℃)		 2차평균
냉각속도
(℃/s)		 2차유지
온도
(℃)		 2차유지
시간
(s)		 3차평균
냉각속도
(℃/s)
1 A 10 700 20 400 50 20
2 A 산세불량
3 A 냉간압연시 파단발생
4 A 산세불량
5 A 냉간압연시 파단발생
6 A 10 700 20 400 50 20
7 A 10 800 20 400 50 20
8 A 10 580 20 400 50 20
9 A 10 700 0.5 400 50 20
10 B 10 700 20 400 50 20
11 C 10 700 20 400 50 20
12 C 10 700 20 530 50 20
13 C 10 700 20 270 50 20
14 C 10 700 20 400 2 20
15 C 10 700 20 400 50 0.5
16 C 10 700 20 400 50 20
17 C 10 700 20 400 50 20
18 C 10 700 20 400 50 20
19 C 10 700 20 400 50 20
20 C 10 700 20 400 50 20
21 D 10 700 20 400 50 20
22 E 10 700 20 400 50 20
23 F 10 700 20 500 50 20
24 G 10 700 20 300 50 20
25 H 10 780 20 400 50 20
26 I 10 620 20 400 50 20
시편
번호		 강종 1차평균
냉각속도
(℃/s)		 1차냉각
정지온도
(℃)		 2차평균
냉각속도
(℃/s)		 2차유지
온도
(℃)		 2차유지
시간
(s)		 3차평균
냉각속도
(℃/s)
27 J 10 700 20 400 50 20
28 K 10 700 20 400 50 20
29 L 10 700 20 400 50 20
30 M 10 700 20 400 50 20
31 N 10 700 20 400 50 20
32 O 10 700 20 400 50 20
33 P 10 700 20 400 50 20
34 Q 10 700 20 400 50 20
35 R 10 700 20 400 50 20
36 S 10 700 20 400 50 20
37 T 10 700 20 400 50 20
38 U 10 700 20 400 50 20
39 V 10 700 20 400 50 20
40 W 10 700 20 400 50 20
41 X 10 700 20 400 50 20
42 Y 10 700 20 400 50 20
43 XA 10 700 20 400 50 20
44 XB 10 700 20 400 50 20
45 XC 10 700 20 400 50 20
46 XD 10 700 20 400 50 20
47 XE 10 700 20 400 50 20
48 XF 10 700 20 400 50 20
49 XG 10 700 20 400 50 20
50 XH 10 700 20 400 50 20
51 XI 10 700 20 400 50 20
시편
번호		 강종 2차냉각
정지온도
(℃)		 2차평균
가열속도
(℃/s)		 3차유지
온도
(℃)		 3차유지
시간
(s)		 4차평균
냉각속도
(℃/s)
1 A 230 15 400 320 10
2 A 산세불량
3 A 냉간압연시 파단발생
4 A 산세불량
5 A 냉간압연시 파단발생
6 A 190 15 400 320 10
7 A 220 15 400 320 10
8 A 180 15 400 320 10
9 A 200 15 400 320 10
10 B 220 15 400 320 10
11 C 180 15 400 320 10
12 C 190 15 400 320 10
13 C 210 15 400 320 10
14 C 190 15 400 320 10
15 C 200 15 400 320 10
16 C 330 15 400 320 10
17 C 70 15 400 320 10
18 C 220 15 530 320 10
19 C 200 15 270 320 10
20 C 180 15 400 40 10
21 D 220 15 400 320 10
22 E 200 15 400 320 10
23 F 280 15 400 320 10
24 G 120 15 400 320 10
25 H 210 15 400 320 10
26 I 190 15 400 320 10
시편
번호		 강종 2차냉각
정지온도
(℃)		 2차평균
가열속도
(℃/s)		 3차유지
온도
(℃)		 3차유지
시간
(s)		 4차평균
냉각속도
(℃/s)
27 J 210 15 400 320 10
28 K 180 15 400 320 10
29 L 220 15 400 320 10
30 M 180 15 400 320 10
31 N 200 15 400 320 10
32 O 190 15 400 320 10
33 P 220 15 400 320 10
34 Q 200 15 400 320 10
35 R 210 15 400 320 10
36 S 180 15 400 320 10
37 T 220 15 400 320 10
38 U 190 15 400 320 10
39 V 210 15 400 320 10
40 W 180 15 400 320 10
41 X 200 15 400 320 10
42 Y 190 15 400 320 10
43 XA 220 15 400 320 10
44 XB 220 15 400 320 10
45 XC 190 15 400 320 10
46 XD 200 15 400 320 10
47 XE 220 15 400 320 10
48 XF 190 15 400 320 10
49 XG 210 15 400 320 10
50 XH 190 15 400 320 10
51 XI 220 15 400 320 10
시편
번호		 강종 페라
이트
(vol.%)		 베이나이트
(vol.%)		 템퍼드
마르텐
사이트
(vol.%)		 프레시
마르텐
사이트
(vol.%)		 잔류
오스테
나이트
(vol.%)		 펄라
이트
(vol.%)
1 A 13 19 51 0 17 0
2 A 산세불량
3 A 냉간압연시 파단발생
4 A 산세불량
5 A 냉간압연시 파단발생
6 A 2 21 61 0 16 0
7 A 12 16 54 0 18 0
8 A 22 19 52 0 7 0
9 A 23 18 53 0 6 0
10 B 11 20 53 1 15 0
11 C 12 22 50 0 16 0
12 C 10 25 61 0 4 0
13 C 11 19 52 0 18 0
14 C 10 18 53 0 19 0
15 C 12 20 51 1 16 0
16 C 9 53 20 0 18 0
17 C 6 17 73 0 4 0
18 C 16 22 59 0 3 0
19 C 13 24 58 0 5 0
20 C 7 16 75 0 2 0
21 D 12 19 51 0 18 0
22 E 8 20 53 0 19 0
23 F 11 17 50 1 21 0
24 G 13 19 49 1 18 0
25 H 10 21 52 0 17 0
26 I 12 20 49 0 19 0
시편
번호		 강종 페라
이트
(vol.%)		 베이나이트
(vol.%)		 템퍼드
마르텐
사이트
(vol.%)		 프레시
마르텐
사이트
(vol.%)		 잔류
오스테
나이트
(vol.%)		 펄라
이트
(vol.%)
27 J 9 19 50 0 22 0
28 K 13 18 51 0 18 0
29 L 10 21 53 0 16 0
30 M 8 22 49 1 20 0
31 N 12 19 51 0 18 0
32 O 11 20 48 0 21 0
33 P 16 18 49 0 17 0
34 Q 13 21 51 0 15 0
35 R 10 25 46 0 19 0
36 S 9 19 49 1 22 0
37 T 7 18 42 0 35 0
38 U 6 39 41 0 14 0
39 V 11 22 50 0 17 0
40 W 14 19 48 1 18 0
41 X 9 20 52 0 19 0
42 Y 10 18 50 0 22 0
43 XA 9 22 52 0 17 0
44 XB 7 14 16 18 45 0
45 XC 12 19 63 0 6 0
46 XD 9 17 44 16 14 0
47 XE 10 16 42 17 15 0
48 XF 8 15 61 0 6 10
49 XG 7 16 46 16 15 0
50 XH 11 19 41 15 14 0
51 XI 10 18 43 13 16 0
시편
번호		 강종 [Si+Al] F/
[Si+Al] γ 		T(γ)/V(γ) B T·E
(MPa%)		 B T·H
(MPa 2% 1/2)		 R/t
1 A 1.85 0.23 31,804 10,225,086 2.20
2 A 산세불량
3 A 냉간압연시 파단발생
4 A 산세불량
5 A 냉간압연시 파단발생
6 A 0.27 0.19 27,469 6,083,511 2.13
7 A 2.14 0.25 30,168 9,913,582 1.75
8 A 3.18 0.27 21,304 7,647,209 2.32
9 A 3.36 0.16 20,880 8,425,308 2.51
10 B 2.09 0.24 30,215 10,294,522 1.94
11 C 1.78 0.29 31,966 11,704,813 2.27
12 C 3.51 0.05 19,507 7,625,481 4.43
13 C 2.34 0.06 25,839 8,137,009 3.82
14 C 2.19 0.04 26,157 7,314,576 3.70
15 C 4.50 0.07 24,008 7,782,914 3.61
16 C 1.82 0.08 18,851 8,231,508 2.34
17 C 4.23 0.05 17,422 7,589,634 4.63
18 C 3.71 0.07 19,681 8,034,510 3.95
19 C 3.64 0.06 21,394 7,422,368 3.47
20 C 3.35 0.08 20,913 7,330,294 6.38
21 D 2.34 0.27 29,552 11,545,307 1.94
22 E 1.87 0.26 30,438 9,921,682 2.12
23 F 1.96 0.19 30,924 10,384,526 1.76
24 G 2.28 0.24 31,576 11,407,235 2.30
25 H 2.09 0.25 32,458 10,872,154 2.19
26 I 1.72 0.18 30,167 12,356,248 1.83
시편
번호		 강종 [Si+Al] F/
[Si+Al] γ 		T(γ)/V(γ) B T·E
(MPa%)		 B T·H
(MPa 2% 1/2)		 R/t
27 J 1.87 0.26 30,381 11,641,823 1.64
28 K 1.94 0.17 31,060 10,560,219 1.92
29 L 2.15 0.20 29,846 9,362,752 2.36
30 M 2.26 0.22 30,962 12,530,694 1.71
31 N 2.38 0.16 32,258 10,084,548 1.96
32 O 1.42 0.15 29,614 10,543,462 2.18
33 P 1.91 0.28 30,833 9,186,325 2.55
34 Q 1.63 0.23 32,185 11,330,617 1.82
35 R 2.37 0.17 31,917 10,821,350 1.74
36 S 2.64 0.22 29,408 12,268,421 2.23
37 T 1.59 0.18 30,660 11,246,265 1.56
38 U 1.70 0.16 31,043 11,327,452 2.07
39 V 1.52 0.23 29,628 10,518,446 1.85
40 W 2.03 0.28 30,405 9,016,235 2.08
41 X 2.28 0.25 31,072 11,364,528 2.36
42 Y 1.61 0.16 30,525 10,924,472 1.80
43 XA 1.73 0.17 18,349 6,404,355 2.54
44 XB 2.15 0.25 19,806 5,695,287 4.81
45 XC 3.52 0.26 15,347 7,452,408 6.30
46 XD 2.18 0.17 25,095 7,635,784 5.06
47 XE 1.64 0.16 26,572 8,263,118 4.72
48 XF 3.57 0.21 17,652 7,515,724 2.69
49 XG 1.32 0.18 26,554 8,069,352 6.22
50 XH 1.84 0.23 27,460 9,169,751 4.75
51 XI 2.43 0.28 25,074 8,614,420 5.38
상기 표 1 내지 11에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제시하는 조건을 충족하는 시편들의 경우, [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 1.1~3.0의 범위를 만족하며, T(γ) / V(γ)이 0.1 이상이고, 인장강도 및 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 이상이며, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2)가 7*10 6(MPa 2% 1/2) 이상이고, 굽힘가공률(R/t)이 0.5~3.0 범위를 충족하여, 우수한 강도 및 가공성을 동시에 구비하는 것을 알 수 있다.
시편 2 내지 5는 본 발명의 합금 조성범위는 중복되나, 열연소둔 온도 및 시간이 본 발명의 범위를 벗어나므로, 산세 불량이 발생하거나 냉간압연 시 파단이 발생한 것을 확인할 수 있다.
시편 6은 냉간압연 후 소둔열처리 과정에서 1차 가열 또는 유지온도가 본 발명이 제한하는 범위를 초과하므로, 페라이트의 형성량이 부족하였다. 그 결과, 시편 6은 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 1.1 미만이며, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2)가 7*10 6(MPa 2% 1/2) 미만인 것을 확인할 수 있다.
시편 8은 1차 냉각정지온도가 낮아 페라이트가 과도하게 형성되었으며, 잔류 오스테나이트가 적게 형성되었다. 그 결과, 시편 8은 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 3.0을 초과하며, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만인 것을 확인할 수 있다.
시편 9는 2차 냉각의 평균 냉각속도가 낮아 페라이트가 과도하게 형성되었으며, 잔류 오스테나이트가 적게 형성되었다. 그 결과, 시편 9는 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 3.0을 초과하며, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만인 것을 확인할 수 있다.
시편 12는 2차 유지온도가 높아 잔류 오스테나이트가 적게 형성되었다. 그 결과, 시편 12은 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 3.0을 초과하고, T(γ) / V(γ)가 0.5 미만이며, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만이고, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 13은 2차 유지온도가 낮아 T(γ) / V(γ)가 0.1 미만이고, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하였으며, 시편 14는 2차 유지시간이 짧아 T(γ) / V(γ)가 0.1 미만이고 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 15는 3차 냉각의 평균 냉각속도가 낮아 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 3.0을 초과하고, T(γ) / V(γ)가 0.5 미만이며, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 16은 2차 냉각정지온도가 높아 베이나이트가 과도하게 형성되었으며, 템퍼드 마르텐사이트가 적게 형성되었다. 그 결과, 시편 16은 T(γ) / V(γ)가 0.1 미만이고, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만인 것을 확인할 수 있다.
시편 17은 2차 냉각정지온도가 낮아 템퍼드 마르텐사이트가 과도하게 형성되었으며, 잔류 오스테나이트가 적게 형성되었다. 그 결과, 시편 17은 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 3.0을 초과하고, T(γ) / V(γ)가 0.1 미만이며, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만이고, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 18은 3차 유지온도가 높아 잔류 오스테나이트가 적게 형성되었다. 그 결과, 시편 18은 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 3.0을 초과하고, T(γ) / V(γ)가 0.1 미만이며, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만이고, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 19는 3차 유지온도가 낮아 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 3.0을 초과하고, T(γ) / V(γ)가 0.1 미만이며, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만이고, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 20은 3차 유지시간이 짧아 템퍼드 마르텐사이트가 과도하게 형성되었으며, 잔류 오스테나이트가 적게 형성되었다. 그 결과, 시편 20은 [Si+Al] F / [Si+Al] γ의 값이 3.0을 초과하고, T(γ) / V(γ)가 0.1 미만이며, 인장강도와 연신율의 밸런스(TSХEl)가 22,000MPa% 미만이고, 굽힘가공률(R/t)이 3.0을 초과하는 것을 확인할 수 있다.
시편 43 내지 51은 본 발명에서 제시하는 제조조건은 충족하는 경우이나, 합금 조성범위를 벗어난 경우이다. 이들의 경우에는 본 발명의 [Si+Al] F / [Si+Al] γ, T(γ) / V(γ), 인장강도 연신율의 밸런스(TSХEl), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS 2ХHER 1/2)가 7*10 6(MPa 2% 1/2) 및 굽힘가공률(R/t) 조건을 동시에 충족하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 한편, 시편 45는 알루미늄(Al) 및 실리콘(Si) 합계 함량이 1.0% 미만인 경우로, [Si+Al] F / [Si+Al] γ, 인장강도 연신율의 밸런스(TSХEl) 및 굽힘가공률(R/t) 조건을 만족하지 않는 것을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.25~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 불가피한 조직을 포함하며,
    아래의 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족하는, 가공성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 1]
    1.1 ≤ [Si+Al] F / [Si+Al] γ ≤ 3.0
    상기 관계식 1에서, [Si+Al] F는 페라이트에 포함된 Si 및 Al의 평균 합계 함량(중량%)이고, [Si+Al] γ는 잔류 오스테나이트에 포함된 Si 및 Al의 평균 합계 함량(중량%)이다.
    [관계식 2]
    T(γ) / V(γ) ≥ 0.1
    상기 관계식 2에서, T(γ)는 강판의 템퍼드 잔류 오스테나이트의 분율(부피%)이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은, 아래의 (1) 내지 (9) 중 어느 하나 이상을 더 포함하는, 가공성이 우수한 고강도 강판.
    (1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
    (2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
    (3) Cu: 0~4.5% 및 Ni: 0~4.5% 중 1종 이상
    (4) B: 0~0.005%
    (5) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
    (6) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
    (7) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
    (8) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
    (9) Co: 0~1.5%
  3. 제1항에 있어서,
    상기 Si 및 Al의 합계 함량(Si+Al)은 1.0~6.0중량%인, 가공성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 미세조직은, 30~70부피%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~45부피%의 베이나이트, 10~40부피%의 잔류 오스테나이트 및 3~20부피%의 페라이트를 포함하는, 가공성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은, 아래의 [관계식 3]으로 표현되는 인장강도와 연신율의 밸런스(B T·E)가 22,000(MPa%) 이상이고, 아래의 [관계식 4]로 표현되는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스 (B T·H)가 7*10 6(MPa 2% 1/2) 이상이며, 아래의 [관계식 5]로 표현되는 굽힘가공률(B R)이 0.5~3.0인, 가공성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 3]
    B T·E = [인장강도(TS, MPa)] * [연신율(El, %)]
    [관계식 4]
    B T·H = [인장강도(TS, MPa)] 2 * [구멍확장률(HER, %)] 1/2
    [관계식 5]
    B R = R/t
    상기 관계식 5에서, R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘 반경(㎜)을 의미하고, t는 강판의 두께(㎜)를 의미한다.
  6. 중량%로, C: 0.25~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉간압연된 강판을 제공하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 Ac1 이상 Ac3 미만의 온도범위까지 가열(1차 가열)하여, 50초 이상 유지(1차 유지)하는 단계;
    평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 600~850℃의 온도범위(1차 냉각정지온도)까지 냉각(1차 냉각)하는 단계;
    평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 300~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 단계;
    평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 100~300℃의 온도범위(2차 냉각정지온도)까지 냉각(3차 냉각)하는 단계;
    300~500℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 50초 이상 유지(3차 유지)하는 단계; 및
    상온까지 냉각(4차 냉각)하는 단계;를 포함하는, 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 냉간압연된 강판은 아래의 (1) 내지 (9) 중 어느 하나 이상을 더 포함하는, 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    (1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
    (2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
    (3) Cu: 0~4.5% 및 Ni: 0~4.5% 중 1종 이상
    (4) B: 0~0.005%
    (5) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
    (6) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
    (7) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
    (8) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
    (9) Co: 0~1.5%
  8. 제6항에 있어서,
    상기 냉간압연된 강판에 포함되는 상기 Si 및 Al의 합계 함량(Si+Al)은 1.0~6.0중량%인, 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 냉간압연된 강판은,
    강 슬라브를 1000~1350℃로 가열하는 단계;
    800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
    300~600℃의 온도범위에서 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계;
    상기 권취된 강판을 650~850℃의 온도범위에서 600~1700초 동안 열연소둔 열처리하는 단계; 및
    상기 열연소둔 열처리된 강판을 30~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;를 통해 제공되는, 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 1차 냉각의 냉각속도(Vc1)와 상기 2차 냉각의 냉각속도(Vc2)는 Vc1<Vc2의 관계를 만족하는, 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
PCT/KR2020/016849 2019-12-18 2020-11-25 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 WO2021125604A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP20903261.4A EP4079894A4 (en) 2019-12-18 2020-11-25 HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WORKABILITY AND PROCESSING METHOD THEREOF
US17/785,867 US20230030694A1 (en) 2019-12-18 2020-11-25 High strength steel sheet having excellent workability and method for manufacturing same
JP2022537003A JP7442645B2 (ja) 2019-12-18 2020-11-25 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN202080088513.6A CN114846165A (zh) 2019-12-18 2020-11-25 加工性优异的高强度钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020190169610A KR102348529B1 (ko) 2019-12-18 2019-12-18 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR10-2019-0169610 2019-12-18

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021125604A1 true WO2021125604A1 (ko) 2021-06-24

Family

ID=76478411

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2020/016849 WO2021125604A1 (ko) 2019-12-18 2020-11-25 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230030694A1 (ko)
EP (1) EP4079894A4 (ko)
JP (1) JP7442645B2 (ko)
KR (1) KR102348529B1 (ko)
CN (1) CN114846165A (ko)
WO (1) WO2021125604A1 (ko)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20060118602A (ko) 2004-03-11 2006-11-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성 및 구멍 확장성이 우수한 용융 아연 도금 복합고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2009019258A (ja) 2007-07-13 2009-01-29 Nippon Steel Corp 引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法
KR20120107003A (ko) * 2010-01-29 2012-09-27 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 강판 및 강판 제조 방법
KR20140012167A (ko) 2011-05-10 2014-01-29 아르셀러미탈 인베스티가시온 와이 데살롤로 에스엘 높은 기계적 강도, 연성 및 성형성 특성들을 갖는 강판, 이 강판들의 제조 방법 및 용도
JP5536831B2 (ja) * 2011-06-13 2014-07-02 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
KR20160060729A (ko) * 2013-09-27 2016-05-30 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법
US20170096723A1 (en) * 2014-03-17 2017-04-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength cold rolled steel sheet and high strength galvanized steel sheet having excellent ductility and bendability, and methods for producing same
KR20180125560A (ko) * 2016-03-31 2018-11-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 고강도 강판 및 그의 제조 방법

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6554397B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP6620474B2 (ja) * 2015-09-09 2019-12-18 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6384641B1 (ja) * 2017-02-13 2018-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6849536B2 (ja) * 2017-05-31 2021-03-24 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20060118602A (ko) 2004-03-11 2006-11-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성 및 구멍 확장성이 우수한 용융 아연 도금 복합고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2009019258A (ja) 2007-07-13 2009-01-29 Nippon Steel Corp 引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法
KR20120107003A (ko) * 2010-01-29 2012-09-27 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 강판 및 강판 제조 방법
KR20140012167A (ko) 2011-05-10 2014-01-29 아르셀러미탈 인베스티가시온 와이 데살롤로 에스엘 높은 기계적 강도, 연성 및 성형성 특성들을 갖는 강판, 이 강판들의 제조 방법 및 용도
JP5536831B2 (ja) * 2011-06-13 2014-07-02 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温脆性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
KR20160060729A (ko) * 2013-09-27 2016-05-30 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법
US20170096723A1 (en) * 2014-03-17 2017-04-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength cold rolled steel sheet and high strength galvanized steel sheet having excellent ductility and bendability, and methods for producing same
KR20180125560A (ko) * 2016-03-31 2018-11-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 고강도 강판 및 그의 제조 방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4079894A4

Also Published As

Publication number Publication date
EP4079894A4 (en) 2023-05-10
JP7442645B2 (ja) 2024-03-04
JP2023507963A (ja) 2023-02-28
US20230030694A1 (en) 2023-02-02
KR20210078606A (ko) 2021-06-29
EP4079894A1 (en) 2022-10-26
CN114846165A (zh) 2022-08-02
KR102348529B1 (ko) 2022-01-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2017111525A1 (ko) 내수소지연파괴특성, 내박리성 및 용접성이 우수한 열간성형용 알루미늄-철 합금 도금강판 및 이를 이용한 열간성형 부재
WO2016093598A1 (ko) 표면품질 및 도금 밀착성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2017111416A1 (ko) 수소유기 균열 (hic) 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2015099221A1 (ko) 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법
WO2017078278A1 (ko) 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2016105089A1 (ko) 열처리 강재, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법
WO2019124688A1 (ko) 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2019124693A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2015099219A1 (ko) 충격인성이 우수한 초고강도 가스메탈 아크 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 솔리드 와이어
WO2018117545A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2017222342A1 (ko) 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
WO2019132342A1 (ko) 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
WO2018056792A1 (ko) 내식성 및 점용접성이 우수한 열간성형용 냉연강판, 열간성형부재 및 그들의 제조방법
WO2018117544A1 (ko) 항복비가 낮고 균일연신율이 우수한 템퍼드 마르텐사이트 강 및 그 제조방법
WO2017105026A1 (ko) 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2019088762A1 (ko) 저온인성이 우수한 용접강관용 강재, 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법
WO2019231023A1 (ko) Twb 용접 특성이 우수한 열간성형용 al-fe 합금화 도금강판, 열간성형 부재 및 그들의 제조방법
WO2017105025A1 (ko) 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2018117724A1 (ko) 연속 생산성이 우수한 고강도 열연강판 및 냉연강판 그리고 표면 품질 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2019124776A1 (ko) 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
WO2024043608A1 (ko) 내충돌성이 우수한 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법
WO2021125597A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021125605A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2020085888A1 (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2022131626A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20903261

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022537003

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020903261

Country of ref document: EP

Effective date: 20220718