WO2024058312A1 - 초고강도 냉연 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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노현성
라정현
박민서
장민호
한성경
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Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof, and more specifically, to an ultra-high strength cold-rolled steel sheet with excellent yield ratio and bendability and a manufacturing method thereof.
  • the technical problem to be achieved by the present invention is to provide an ultra-high strength cold-rolled steel sheet with a high yield ratio and excellent bendability and a manufacturing method thereof, and in particular, a cold-rolled steel sheet capable of producing martensitic steel with a tensile strength of 1400 MPa or more and a manufacturing method thereof. It is provided.
  • the cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention to solve the above problem includes carbon (C): 0.23 to 0.35% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.5% by weight, manganese (Mn): 0.3 to 2.3% by weight, Phosphorus (P): more than 0 and less than 0.02% by weight, sulfur (S): more than 0 and less than 0.005% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 0.05% by weight, chromium (Cr): more than 0 and less than 0.8% by weight, molybdenum (Mo ): 0.4% by weight or less, titanium (Ti): 0.01 to 0.1% by weight, vanadium (V): 0.3% by weight or less, boron (B): 0.001 to 0.005% by weight, and the remaining iron (Fe) and others It consists of inevitable impurities, and the final microstructure of the cold rolled steel sheet includes cementite, transition carbide, and fine precipitates, and the transition carbide is iron
  • the fine precipitates include molybdenum (Mo), vanadium (V), or titanium (Ti ), the atomic ratio of any one of the alloy elements and carbon is 1:1, yield strength (YP): 1170 MPa or more, tensile strength (TS): 1400 MPa or more, elongation (El): 3.0% or more, yield ratio: 70% or more , bending workability (R/t): 4.0 or less.
  • the cementite, the transition carbide, and the fine precipitates may each have an average size of 50 nm or less and an average aspect ratio of 4.0 or less.
  • the cementite, the transition carbide, and the fine precipitate may each have an area fraction of more than 0 and less than or equal to 5%.
  • the final microstructure may consist only of tempered martensite.
  • the final microstructure consists of tempered martensite, ferrite, and bainite, and the area fraction may be tempered martensite: 70% or more and less than 100%, ferrite and bainite: 0% or more and 20% or less. there is.
  • the method of manufacturing a cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention to solve the above problem is (a) carbon (C): 0.23 to 0.35% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.5% by weight, manganese (Mn): 0.3 to 2.3% by weight, phosphorus (P): more than 0 and less than 0.02% by weight, sulfur (S): more than 0 and less than 0.005% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 0.05% by weight, chromium (Cr): more than 0 and 0.8% by weight % or less, molybdenum (Mo): more than 0 and less than or equal to 0.4% by weight, titanium (Ti): 0.01 to 0.1% by weight, vanadium (V): more than 0 and less than or equal to 0.3% by weight, boron (B): 0.001 to 0.005% by weight and the remainder Hot rolling a steel material made of iron (Fe); (b) cold rolling the hot rolled steel; and (
  • a method of manufacturing a cold rolled steel sheet comprising: performing steps (a) to (c)
  • the final microstructure of the cold-rolled steel sheet implemented includes cementite, transition carbide, and fine precipitates, wherein the transition carbide is any one of iron (Fe), manganese (Mn), chromium (Cr), or molybdenum (Mo). It contains ⁇ -carbide with an atomic ratio of carbon to 2.5:1 or ⁇ -carbide with an atomic ratio of 2:1, and the fine precipitates are any of molybdenum (Mo), vanadium (V), or titanium (Ti).
  • the atomic ratio of the phosphorus alloy element and carbon is 1:1, the cementite is formed during the first heat treatment, the transition carbide is formed during the second heat treatment, and the fine precipitates are formed during the hot rolling step.
  • step (a) includes hot rolling under conditions of reheating temperature: 1150 to 1300°C, finish rolling temperature: 800 to 1000°C, coiling temperature: 500 to 650°C, Step (c) is performed under the conditions of an annealing temperature: 800 ⁇ 900 °C and a first heat treatment temperature: 100 ⁇ 300 °C, and the second heat treatment process is performed at a second heat treatment temperature (T) that satisfies Equation 1 below. It may include a process of maintaining the heat treatment for a holding time (t).
  • step (a) includes hot rolling under conditions of reheating temperature: 1150 to 1300°C, finish rolling temperature: 800 to 1000°C, coiling temperature: 500 to 650°C
  • step (c) includes performing a plating process, and is performed under the conditions of an annealing temperature: 800 to 900°C and a first heat treatment temperature: 450 to 600°C, and the second heat treatment process satisfies Equation 1 below. It may include maintaining the second heat treatment temperature (T) for a second heat treatment maintenance time (t).
  • step (c) is characterized in that the annealing process is followed by cooling to the first heat treatment temperature and then performing the first heat treatment process.
  • step (c) is characterized in that the second heat treatment process is performed by cooling the temperature to room temperature after the first heat treatment process and then raising the temperature.
  • an ultra-high strength cold rolled steel sheet having a high yield ratio and excellent bendability and a method of manufacturing the same can be implemented.
  • YP/TS yield ratio
  • R/t bending performance
  • Figure 1 is a diagram analyzing cementite (Fe 3 C) among carbides appearing in the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a diagram analyzing ⁇ -carbide (Fe 2.5 C) among carbides appearing in the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 3 is a diagram schematically illustrating a method for measuring carbides appearing in the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 4 is a distribution chart showing the size of carbides appearing in the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 5 is a distribution chart showing the aspect ratio of carbides appearing in the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 6 is a diagram showing an outline of heat treatment illustrating the steps of sequentially performing annealing, first heat treatment, and second heat treatment processes in the method of manufacturing a cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 7 is a photograph of the final microstructure according to Experimental Example 20 of the present invention.
  • Figure 8 is a photograph of the final microstructure according to Experimental Example 21 of the present invention.
  • Figure 9 is a photograph of the final microstructure according to Experimental Example 22 of the present invention.
  • Figure 10 is a photograph of the final microstructure according to Experimental Example 23 of the present invention.
  • Figure 11 is a graph illustrating the second heat treatment process conditions in the method of manufacturing a cold-rolled steel sheet according to an experimental example of the present invention.
  • a cold rolled steel sheet and a manufacturing method thereof according to an embodiment of the present invention will be described in detail.
  • the terms described below are terms appropriately selected in consideration of their functions in the present invention, and definitions of these terms should be made based on the content throughout the present specification. Below, we will provide specific details on ultra-high strength cold rolled steel sheets with excellent bendability in addition to high yield ratios and their manufacturing methods.
  • the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention has carbon (C): 0.23 to 0.35% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.5% by weight, manganese (Mn): 0.3 to 2.3% by weight, phosphorus (P): 0.
  • S Sulfur
  • Aluminum Al: 0.01 to 0.05% by weight
  • Chromium (Cr) exceeding 0 and not exceeding 0.8% by weight
  • Molybdenum (Mo) exceeding 0 and not exceeding 0.4% by weight % or less
  • titanium (Ti) 0.01 to 0.1% by weight
  • vanadium (V) more than 0 to 0.3% by weight or less
  • boron (B) 0.001 to 0.005% by weight
  • the remainder consists of iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • Carbon (C) is the most effective and important element in increasing the strength of steel. Additionally, by adding carbon, it is dissolved in austenite and forms a martensite structure during quenching. Furthermore, it combines with elements such as iron, chromium, and molybdenum to form carbides, improving strength and hardness. Carbon (C) may be added in an amount of 0.23 to 0.35% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. If the carbon content is less than 0.23% by weight of the total weight, the above-mentioned effect cannot be realized and there is a problem of not securing sufficient strength. Conversely, when the carbon content exceeds 0.35% by weight of the total weight, weldability and processability are deteriorated.
  • Silicon (Si) is an element added to ensure bendability and hydrogen embrittlement resistance by suppressing cementite formation.
  • silicon is an element added to increase strength and suppress carbide formation through the solid solution strengthening effect of ferrite.
  • Silicon is well known as a ferrite stabilizing element and can increase ductility by increasing the ferrite fraction during cooling.
  • it is known as an element that can secure strength by promoting martensite formation through austenite carbon enrichment.
  • silicon is added along with aluminum as a deoxidizer to remove oxygen in steel during the steelmaking process, and can also have a solid solution strengthening effect.
  • the silicon may be added in an amount of 0.05 to 0.5% by weight of the total weight of the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the silicon content is less than 0.05% by weight of the total weight, ductility cannot be secured and the above-mentioned silicon addition effect cannot be properly achieved. Conversely, when the silicon content exceeds 0.5% by weight of the total weight and is added in large quantities, ferrite is excessively formed and strength is reduced, oxides are formed on the surface of the steel sheet, which reduces the plating properties of the steel sheet, and a red color appears during reheating and hot rolling. By creating scale (red scale), it can cause problems with surface quality, reduce toughness and plastic workability, and reduce the weldability of steel.
  • Manganese (Mn) is an element that contributes to strength improvement through solid solution strengthening and increased hardenability.
  • manganese is an element that facilitates the formation of a low-temperature transformation phase and provides the effect of increasing strength through solid solution strengthening.
  • Part of the manganese is dissolved in the steel, and part of it combines with sulfur contained in the steel to form MnS, a non-metallic inclusion.
  • This MnS is ductile and is elongated in the processing direction during plastic processing.
  • the sulfur content in the steel decreases due to the formation of MnS, the crystal grains become weak and the formation of FeS, a low melting point compound, is suppressed.
  • Manganese may be added at a content ratio of 0.3 to 2.3% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. If the manganese content is less than 0.3% by weight, the above-mentioned effect of securing strength cannot be sufficiently achieved. In addition, when the manganese content is more than 2.3% by weight, the bendability and hydrogen embrittlement resistance are reduced due to the formation of manganese bands and MnS.
  • Phosphorus (P) increases strength through solid solution strengthening and can perform the function of suppressing the formation of carbides.
  • the phosphorus may be added in a content ratio of more than 0 to 0.02% by weight or less of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. If the phosphorus content exceeds 0.02% by weight, the weld zone becomes embrittled, brittleness occurs through grain boundary segregation, press formability deteriorates, and impact resistance may decrease.
  • S Sulfur improves the machinability of steel by combining with manganese, titanium, etc. and can improve machinability by forming fine MnS precipitates, but is generally an element that inhibits ductility and weldability.
  • the sulfur may be added in a content ratio of more than 0 and less than 0.005% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. If the sulfur content exceeds 0.005% by weight, the number of MnS inclusions increases, resulting in poor bendability and hydrogen embrittlement resistance, and problems of high temperature cracks occurring due to segregation during continuous casting solidification may occur.
  • Aluminum (Al) is an element mainly used as a deoxidizing agent. It prevents slab cracking when forming nitrides, promotes ferrite formation, improves elongation, suppresses carbide formation, and improves carbon enrichment in austenite to form austenite. Stabilize.
  • aluminum is an element that improves plating properties by acting as a layer between iron and zinc plating layers, and is an effective element in suppressing the formation of manganese bands in hot-rolled coils.
  • the aluminum (Al) is preferably added in an amount of 0.01 to 0.05% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the aluminum (Al) content is less than 0.01% by weight, the above-described effect of adding aluminum can be properly achieved.
  • the content of aluminum (Al) is excessively added beyond 0.05% by weight, the strength decreases through the formation of ferrite, aluminum inclusions increase and playability decreases, and plating properties decrease due to concentration on the surface of the steel sheet. There is a problem of forming AlN in the slab and causing hot rolling cracks.
  • Chromium (Cr) is an element that can improve hardenability and secure high strength, and is an austenite stabilizing element that has the effect of improving hardenability. Additionally, chromium increases elongation by precipitating Cr-based precipitates within the grains during annealing heat treatment.
  • the chromium (Cr) is preferably added in a content ratio of 0 to 0.8% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. If the chromium (Cr) content is added excessively, exceeding 0.8% by weight, a saturation effect occurs, laser weldability and ductility deteriorate, and plating properties are impeded.
  • Molybdenum (Mo) is an element added to improve hardenability and secure strength and toughness, and is an element that can improve hydrogen embrittlement resistance due to grain refinement and precipitation effects.
  • the molybdenum (Mo) is preferably added in a content ratio of more than 0 and less than 0.4% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. If the molybdenum (Mo) content exceeds 0.4% by weight, manufacturing costs increase and weldability is reduced.
  • Titanium (Ti) contributes to suppressing grain refinement and BN formation.
  • the titanium (Ti) is preferably added at a content ratio of 0.01 to 0.1% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. If the content of titanium (Ti) is less than 0.01% by weight, the ductility of the cast slab is reduced due to excessive precipitation of BN precipitates, which causes the slab quality to deteriorate and strength to decrease. On the other hand, when the content of titanium (Ti) exceeds 0.1% by weight, bendability and hydrogen embrittlement resistance decrease due to coarsening of TiN precipitation, and the recrystallization temperature increases excessively, causing a problem of causing a non-uniform structure.
  • Boron (B) is an element added to increase the hardenability of steel by suppressing the formation of ferrite.
  • boron is a strong hardenability element and plays a role in improving strength by preventing segregation of phosphorus (P). If segregation of phosphorus (P) occurs, secondary processing embrittlement may occur, so boron is added to prevent segregation of phosphorus (P) and increase resistance to processing embrittlement.
  • the boron is preferably added at a content ratio of 0.001 to 0.005% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • boron content is less than 0.001% by weight, strength cannot be secured due to low hardenability, and if the boron content is excessively added beyond 0.005% by weight, grain boundary embrittlement increases due to BN formation, weldability deteriorates, and boron oxide is formed. The formation of can cause problems that impair the surface quality of the steel.
  • the ultra-high strength cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention may optionally contain vanadium (V).
  • vanadium (V) a fine alloy element, is added, fine precipitates (VC or (Ti,V)C), which are different from cementite and transition carbide, are formed, contributing to strength improvement.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention selectively contains vanadium, the vanadium (V) is present in an amount exceeding 0.3% by weight of the total weight in the base steel sheet constituting the cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. It is preferable to add it in the following content ratio. If the vanadium (V) content is excessively added beyond 0.3% by weight, the manufacturing cost of the steel may greatly increase, and the rolling load may greatly increase due to large precipitation during rolling, and the elongation may decrease.
  • the remaining component of the ultra-high strength cold rolled steel sheet is iron (Fe).
  • Fe iron
  • unintended impurities may inevitably be introduced from raw materials or the surrounding environment, so this cannot be ruled out. Since these impurities are known to anyone skilled in the normal manufacturing process, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • Figure 1 shows the results of analyzing cementite (Fe 3 C) among carbides shown in the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention
  • Figure 2 shows the results of analyzing the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. This is the result of analyzing ⁇ -carbide (Fe 2.5 C) among the carbides shown.
  • Figure 3 is a schematic diagram illustrating a method for measuring carbides appearing in the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention
  • Figure 4 is a diagram showing the final microstructure of a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. It is a distribution chart showing the size of the carbides shown
  • Figure 5 is a distribution chart showing the aspect ratio of the carbides shown in the final microstructure of the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the final microstructure of the cold rolled steel sheet includes cementite, transition carbide, and fine precipitates.
  • the cementite (Fe 3 C) has an atomic ratio of iron (Fe) to carbon of 3:1.
  • the transition carbide is an ⁇ -carbide having an atomic ratio of carbon to a substitutional element of iron (Fe), manganese (Mn), chromium (Cr), or molybdenum (Mo) of 2.5:1, or an ⁇ -carbide having an atomic ratio of 2:1.
  • the fine precipitates are characterized by an atomic ratio of carbon to an alloy element of molybdenum (Mo), vanadium (V), or titanium (Ti) of 1:1.
  • the carbides and fine precipitates may contain some nitrogen.
  • the cementite, the transition carbide, and the fine precipitates may each have an average size of 50 nm or less and an average aspect ratio of 4.0 or less.
  • the average size is the average size including the major and minor axes of the elliptical or needle-shaped carbide 10, and is specifically the average size including the minor axis size (a) and the major axis size (b).
  • the average aspect ratio refers to the ratio of the length of the major axis to the minor axis (b/a).
  • the cementite, transition carbide, and fine precipitates may each have an area fraction of more than 0 and less than or equal to 5%. Area fraction analysis of the cementite, transition carbide, and micro-precipitates was measured using at least five microstructure photographs using replica analysis of a transmission electron microscope.
  • the final microstructure of the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention may be composed only of tempered martensite.
  • the final microstructure of the cold rolled steel sheet according to another embodiment of the present invention consists of tempered martensite, ferrite, and bainite, and tempered martensite in area fraction: 70% or more and less than 100%, ferrite and/or bainite. Knight: Can be between 0% and 20% or less.
  • the final microstructure consists of tempered martensite, ferrite, and bainite, and in area fraction: tempered martensite: 70% to less than 100%, bainite: 0% to 20%, ferrite: 0%. It may consist of less than 10% of excess.
  • the final microstructure of the cold rolled steel sheet according to another modified embodiment of the present invention may be composed only of tempered martensite. In this case, bainite and ferrite do not exist.
  • the above-mentioned microstructure is based on the results of analyzing 1/4 of the thickness direction using a scanning electron microscope in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • the area fraction of tempered martensite is less than 70%, the target strength cannot be achieved.
  • ferrite and bainite are the main factors that reduce strength due to the microstructure that is inevitably created due to insufficient cooling rate, so a smaller area fraction is preferable, and the sum of the area fractions of the two phases of ferrite and bainite is It should not exceed 20%.
  • the cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention having the above-described alloy element composition and microstructure contains carbide in the form of cementite, yield strength (YP): 1170 MPa or more, tensile strength (TS): 1400 MPa or more, The physical properties of elongation (El): 3.0% or higher, yield ratio: 70% or higher, and bending workability (R/t): 4.0 or lower can be achieved.
  • the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention has yield strength (YP): 1170 ⁇ 1400 MPa, tensile strength (TS): 1400 ⁇ 1700 MPa, elongation (El): 3.0 ⁇ 9.0%, yield ratio: 70 ⁇ 90%, bending processability (R/t): may be 2.0 to 4.0.
  • R is the minimum bending radius ratio
  • t is the unit thickness.
  • the method of manufacturing a steel sheet according to an embodiment of the present invention is (a) carbon (C): 0.23 to 0.35% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.5% by weight, manganese (Mn): 0.3 to 2.3% by weight, phosphorus (P): more than 0 and less than 0.02% by weight, sulfur (S): more than 0 and less than 0.005% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 0.05% by weight, chromium (Cr): more than 0 and less than 0.8% by weight, molybdenum (Mo) : Steel consisting of more than 0 and 0.4% by weight or less, titanium (Ti): 0.01 to 0.1% by weight, vanadium (V): more than 0 and 0.3% by weight or less, boron (B): 0.001 to 0.005% by weight, and the remainder of iron (Fe). hot rolling; (b) cold rolling the hot rolled steel; and (c) sequentially performing annealing, first heat treatment,
  • the hot rolling step (a) can be performed under the conditions of reheating temperature: 1150 to 1300°C, finish rolling temperature: 800 to 1000°C, and coiling temperature: 500 to 650°C.
  • the reheating temperature exceeds 1300°C, very coarse austenite grains may be formed, making it difficult to secure strength. Additionally, if the reheating temperature exceeds 1300°C, heating costs increase and process time is added, which may lead to increased manufacturing costs and decreased productivity.
  • Finish rolling temperature is a very important factor affecting the final material, and rolling at 800 ⁇ 1000°C is the temperature at which austenite can be refined. However, if the hot rolling temperature is lower than 800°C, the rolling load increases during rolling and a mixed structure at the edge may occur. In addition, rolling in a high temperature range exceeding 1000°C cannot achieve the target mechanical properties due to grain coarsening. Cooling after hot rolling is carried out at a cooling rate of 1 to 100 °C/s, and the faster the cooling rate is, the more advantageous it is to reduce the average grain size.
  • the coiling temperature when the coiling temperature is lower than 500°C, there is a problem in that the shape of the hot rolled coil becomes non-uniform and the cold rolling load increases. If the coiling temperature is higher than 650°C, the difference in cooling rates between the center and edge of the steel sheet may cause non-uniform microstructure and oxidation of the inside of the grain boundaries may occur.
  • the hot rolling may be performed under conditions where the reduction ratio is 35 to 65%.
  • the microstructure of the steel after hot rolling may include bainite, martensite, and ferrite.
  • the cold rolling step (b) may include cold rolling at a reduction ratio of 35 to 65% after performing the pickling process.
  • the higher the reduction rate the higher the formability due to the tissue refinement effect.
  • cold rolling if the reduction is less than 35%, it is difficult to obtain a uniform microstructure, and if the design is over 65%, the roll force increases and the process load increases.
  • Figure 6 is a diagram showing an outline of heat treatment illustrating the steps of sequentially performing annealing, first heat treatment, and second heat treatment processes in the method of manufacturing a cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the temperature of the cold rolled steel is increased to a temperature of Ac3 or higher at a temperature increase rate of 1 to 10 °C/s.
  • the Ac3 temperature can be calculated using the following formula.
  • [C], [Mn], [Si], [Mo], and [Ni] are the weight percent values of carbon, manganese, silicon, molybdenum, and nickel in the steel.
  • an annealing process is performed at a temperature of Ac3 or higher, preferably between 800 and 900° C. and maintained for 60 to 600 seconds.
  • the end temperature of martensite transformation is 100 to 350°C.
  • a first heat treatment process is performed in which the first heat treatment temperature of 100 to 300°C is maintained for 10 to 100 seconds and then cooled to room temperature at a cooling rate of 20°C/s or less.
  • first heat treatment temperature When the first heat treatment temperature is less than 100°C, cementite is not formed at all regardless of the holding time. Additionally, short holding of less than 10 seconds at a temperature of 100 to 300°C also cannot form cementite. If the first heat treatment temperature exceeds 300°C or is maintained in the 100 to 300°C temperature range for more than 100 seconds, the target strength cannot be secured due to the formation of bainite.
  • a first heat treatment process is performed by maintaining the first heat treatment temperature of 450 to 600°C for 5 to 60 seconds and then cooling to room temperature at a cooling rate of 20°C/s or less. If the primary heat treatment is maintained after cooling to a temperature below 300°C, the material may deteriorate due to transformation heat due to the formation of bainite. On the other hand, when cooling is completed at a temperature of 450°C or higher, martensite transformation proceeds during cooling due to a delay in bainite transformation ( ⁇ 60 seconds), making it possible to secure the material.
  • the first heat treatment temperature is less than 450°C, the temperature of the plating bath is reduced, thereby impairing the plating and alloying quality, making it impossible to manufacture a plated steel sheet.
  • short maintenance of less than 5 seconds in the temperature range of 450°C to 600°C does not provide enough time to sufficiently apply the plating solution to the steel sheet, so plating quality cannot be secured.
  • the first heat treatment temperature exceeds 600°C, surface quality cannot be secured due to dross and ash generation while passing through the plating bath.
  • the first heat treatment time exceeds 60 seconds in the temperature range of 450°C to 600°C, the target tensile strength cannot be secured due to the formation and increase of bainite fraction.
  • the cooling step after performing the annealing process and before performing the first heat treatment process involves cooling only to the first heat treatment temperature without applying a cooling process of rapid cooling to room temperature. It is characterized by If a cooling process of rapidly cooling to room temperature is applied after performing the annealing process and before performing the first heat treatment process, the final microstructure of the cold rolled steel sheet does not include cementite even if the first heat treatment process is performed. However, as in the present invention, when cooling only to the first heat treatment temperature without applying the step of rapidly cooling to room temperature after performing the annealing process and before performing the first heat treatment process, the first heat treatment process is performed. Cementite may be formed in the process. In general, steel materials containing cementite have a problem in that their workability is deteriorated.
  • the process of rapid cooling to room temperature after performing the annealing process and before performing the first heat treatment process is not applied, so the final microstructure includes cementite, but the subsequent process can be precisely controlled.
  • the physical properties of yield strength (YP): 1170 MPa or more, tensile strength (TS): 1400 MPa or more, elongation (El): 3.0% or more, yield ratio: 70% or more, and bending workability (R/t): 4.0 or less are secured. Ultra-high-strength cold-rolled steel sheets with excellent yield ratio and bendability can be produced.
  • the second heat treatment process may be performed by cooling to room temperature and then raising the temperature.
  • the second heat treatment process may include maintaining the second heat treatment temperature (T) that satisfies Equation 1 below for a second heat treatment maintenance time (t).
  • Equation 1 In the ultra-high strength cold rolled steel sheet according to the present invention, if the value of Equation 1 is less than 3800, the yield strength of the cold rolled steel sheet is insufficient, and if the value of Equation 1 is greater than 5650, the target material cannot be secured due to poor bendability.
  • the second heat treatment process satisfies Equation 1, for example, by increasing the temperature to 100 to 210°C at a temperature increase rate of 10°C/s or less, and then increasing the temperature to 3 to 210°C at the second heat treatment temperature (T) of 100 to 210°C. It may include maintaining for 20 hours (t).
  • the final microstructure of the cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention implemented by applying the above-described process conditions includes cementite, transition carbide, and fine precipitates, and the transition carbide includes iron (Fe), manganese (Mn), and chromium. It includes ⁇ -carbide having an atomic ratio of 2.5:1 between a substitutional element, which is (Cr) or molybdenum (Mo), and carbon, or ⁇ -carbide having an atomic ratio of 2:1, and the fine precipitates are molybdenum (Mo). , It is characterized in that the atomic ratio of the alloy element, which is either vanadium (V) or titanium (Ti), and carbon is 1:1.
  • the cementite is formed during the first heat treatment process after the annealing and cooling.
  • the first heat treatment temperature is 100 to 300°C
  • the cementite exists in martensite.
  • the first heat treatment temperature is 450 to 600°C
  • cementite is not formed in martensite, and when bainite is present, it is present in bainite.
  • This cementite exists in a ratio of 0 to 5% compared to the total area fraction, and is preferably present in a low ratio.
  • transition carbide is formed during the second heat treatment process.
  • transition carbide does not exist when the second heat treatment process is not performed.
  • Transition carbide must be present to increase yield strength, and may be present in a ratio of 0 to 5% compared to the total area fraction.
  • the fine precipitates are formed during hot rolling or during coiling after hot rolling, and unlike cementite and transition carbide, iron (Fe) is not contained among the constituent elements.
  • the fine precipitates may exist in a ratio of 0 to 5% compared to the total area fraction.
  • cementite grows, and transition carbide forms and grows simultaneously.
  • growth does not proceed when maintained at the low second heat treatment temperature of the present invention.
  • the fine precipitates grow depending on the diffusion rate of the fine alloy elements, and grow at a low temperature of 300 °C or less for 100 hours or less. Because it is very difficult to grow.
  • the formation and growth proceeds depending on the diffusion rate of supersaturated carbon in the martensite matrix. Therefore, the formation and growth of cementite and transition carbide proceed under the conditions proposed in the present invention.
  • the production of transition carbides is a very important factor in securing yield strength. Therefore, it is difficult to secure the target yield strength under the second heat treatment temperature condition of too low temperature or short holding time. Additionally, the growth of needle-shaped cementite is a factor that worsens bendability. Since the relatively high second heat treatment temperature or maintenance for a long time accelerates the needle-shaped growth of cementite, it is necessary to set appropriate second heat treatment conditions to ensure bendability. In the present invention, by adjusting the range of the value of Equation 1 described above, it is possible to implement an ultra-high strength cold-rolled steel sheet with a high yield ratio and excellent bendability.
  • Component systems A and B in Table 1 are the compositions of the cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention: carbon (C): 0.23 to 0.35% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.5% by weight, manganese (Mn): 0.3 to 2.3% by weight, phosphorus (P): more than 0 and less than 0.02% by weight, sulfur (S): more than 0 and less than 0.005% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 0.05% by weight, chromium (Cr): more than 0 and 0.8% by weight % or less, molybdenum (Mo): more than 0 and less than or equal to 0.4% by weight, titanium (Ti): 0.01 to 0.1% by weight, vanadium (V): more than 0 and less than or equal to 0.3% by weight, boron (B): 0.001 to 0.005% by weight and the remainder.
  • component system C is not satisfied as it falls below the composition range of carbon (C): 0.23 to 0.35% by weight
  • component system D is not satisfied as it exceeds the composition range of silicon (Si): 0.05 to 0.5% by weight.
  • Table 2 shows various heat treatment process conditions for specimens having the compositions disclosed in Table 1
  • Table 3 shows the results of evaluating physical properties after applying the compositions and heat treatment processes disclosed in Tables 1 and 2.
  • the 'Component System' item represents the composition disclosed in Table 1
  • 'Formula 1' represents the calculated value of Formula 1 [(T + 300) ⁇ (10 + log(t))] described above.
  • the 'YP(MPa)', 'TS(MPa)', and 'EL(%)' items represent the yield strength, tensile strength, and elongation of the specimen, respectively.
  • Experimental Examples 1 and 2 are cold-rolled steel sheets implemented according to an embodiment of the present invention and satisfy the annealing temperature range of 800 to 900°C, yield strength (YP): 1170 MPa or more, and tensile strength (TS): It satisfies the following physical properties: 1400MPa or more, elongation (El): 3.0% or more, yield ratio: 70% or more, bending workability (R/t): 4.0 or less, and cementite, transitional carbide and fine precipitates in the final microstructure of cold rolled steel sheets.
  • YP yield strength
  • TS tensile strength
  • the average size is 50 nm or less, the average aspect ratio is 4.0 or less, and the area fraction is 5% or less above 0.
  • Tables 1 to 3 in Experimental Examples 3 to 6, the first You can see the difference in physical properties depending on the heat treatment temperature.
  • Experimental Examples 3 to 5 are non-plated cold-rolled steel sheets implemented according to embodiments of the present invention and satisfy the range of first heat treatment temperature: 100 to 300°C, yield strength (YP): 1170MPa or more, tensile strength Strength (TS): 1400 MPa or more, elongation (El): 3.0% or more, yield ratio: 70% or more, bending workability (R/t): 4.0 or less, and the final microstructure of cold rolled steel sheet is cementite, It can be seen that the transition carbide and fine precipitates each have an average size of 50 nm or less, an average aspect ratio of 4.0 or less, and an area fraction of more than 0 and less than 5%.
  • Experimental Example 6 is a plated cold-rolled steel sheet implemented according to an embodiment of the present invention and satisfies the range of first heat treatment temperature: 450 ⁇ 600 °C, yield strength (YP): 1170 MPa or more, tensile strength (TS) ): 1400MPa or more, elongation (El): 3.0% or more, yield ratio: 70% or more, bending workability (R/t): 4.0 or less, and in the final microstructure of cold rolled steel sheet, cementite, transitional carbide and It can be seen that the average size of the fine precipitates is 50 nm or less, the average aspect ratio is 4.0 or less, and the area fraction is more than 0 and less than 5%.
  • the first heat treatment temperature when the annealing temperature is 350°C, the first heat treatment temperature is not satisfied as it exceeds the range of 100 to 300°C, yield strength (YP): 1170MPa or more, and tensile strength (TS) : It can be confirmed that the target physical properties of 1400 MPa or more are not met, the average size of the carbides does not satisfy the range of 50 nm or less, and the range of the average aspect ratio of the carbides does not satisfy the range of 4.0 or less.
  • the first heat treatment temperature when the first heat treatment temperature is maintained in the range of more than 300°C and less than 450°C, strength decreases due to transformation heat generation.
  • Experimental Example 6 when the first heat treatment temperature satisfies the range of 450 to 600°C, it is possible to secure the material by suppressing transformation.
  • Equation 1 The value of Equation 1 shown in Table 2 is the relationship between the second heat treatment temperature (T) and the second heat treatment holding time (t) and means [(T + 300) ⁇ (10 + log(t))].
  • the unit of the second heat treatment temperature (T) is °C
  • the unit of the second heat treatment holding time (t) is time (hour).
  • Experimental Examples 1 to 6, Experimental Examples 11, and Experimental Examples 20 to 24 applied the conditions of second heat treatment temperature (T): 150°C and second heat treatment holding time (t): 6 hours.
  • 7 applied the conditions of second heat treatment temperature (T): 25°C, second heat treatment holding time (t): 6 hours
  • Experimental Example 8 applied the conditions of second heat treatment temperature (T): 50°C and second heat treatment holding time. (t): 6 hours were applied
  • Experimental Example 9 applied the conditions of second heat treatment temperature (T): 100°C, second heat treatment holding time (t): 6 hours
  • Experiment Example 10 applied the second heat treatment temperature (T): 100°C, second heat treatment holding time (t): 6 hours.
  • Experimental Example 16 applied the conditions of second heat treatment temperature (T): 300°C and second heat treatment holding time (t): 6 hours
  • Experimental Example 17 applied the conditions of second heat treatment temperature (T): 200°C.
  • the conditions of second heat treatment holding time (t): 24 hours were applied
  • Experimental Example 18 the conditions of second heat treatment temperature (T): 150°C and second heat treatment holding time (t): 20 hours were applied
  • Experimental Example 19 applied the conditions of second heat treatment temperature (T): 120°C and second heat treatment holding time (t): 20 hours.
  • the conditions of the second heat treatment process are Equation 1 [(T + 300) ⁇ (10 + log(t))], it can be confirmed that the target physical properties are secured when applying the second heat treatment temperature (T) and the second heat treatment holding time (t) that satisfy the range of 3800 to 5650. .
  • Equation 1 when the value of Equation 1 as the second heat treatment process condition is 3800 or more and 5650 or less, yield strength (YP): 1170 MPa or more, tensile strength (TS): 1400 MPa or more, elongation (El): 3.0% or more, yield ratio: 70% or more, bending workability (R/t): 4.0 or less, and the cementite, transition carbide and fine precipitates are respectively It can be confirmed that the average size is 50 nm or less, the average aspect ratio is 4.0 or less, and the area fraction of cementite, transition carbide, and fine precipitates is each greater than 0 and less than 5%.
  • Experimental Examples 20 and 21 are cold-rolled steel sheets implemented according to an embodiment of the present invention, including carbon (C): 0.23 to 0.35% by weight, silicon (Si): 0.05 to 0.5% by weight, and manganese (Mn): 0.3 to 2.3% by weight, phosphorus (P): more than 0 and less than 0.02% by weight, sulfur (S): more than 0 and less than 0.005% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 0.05% by weight, chromium (Cr): more than 0 and 0.8% by weight % or less, molybdenum (Mo): 0 to 0.4% by weight, titanium (Ti): 0.01 to 0.1% by weight, boron (B): 0.001 to 0.005% by weight, and the remaining iron (Fe).
  • C carbon
  • Si silicon
  • Mn manganese
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • Al aluminum
  • Cr chromium
  • Mo molybdenum
  • Ti titanium
  • Ti 0.01 to
  • the cold rolled steel sheet and its manufacturing method according to the technical idea of the present invention have been described.
  • the present invention in addition to high tensile strength, it is possible to implement high yield characteristics exceeding 70% of the yield ratio (YP/TS) and a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent bendability with a bending performance (R/t) of 4.0 or less.
  • YP/TS yield ratio
  • R/t bending performance

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Abstract

본 발명은 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 바나듐(V): 0 초과 0.3중량% 이하, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 냉연 강판이며, 최종 미세조직은 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물을 포함하되, 상기 천이탄화물은 철(Fe), 망간(Mn), 크롬(Cr) 또는 몰리브덴(Mo) 중의 어느 하나인 치환형원소와 탄소의 원자비가 2.5:1인 ε-탄화물 또는 상기 원자비가 2:1인 η-탄화물을 포함하는, 냉연 강판을 제공한다.

Description

초고강도 냉연 강판 및 그 제조방법
본 발명은 냉연 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 항복비와 굽힘성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 산업에서 차체의 충돌 안정성에 대한 요구는 지속적으로 증대되어 왔다. 최근 전기차의 보급이 확대됨에 따라 자동차 부품의 수는 감소하였으나, 배터리 도입에 의한 차량의 무게는 증가하여 충돌 안정성의 요구가 보다 확대되고 있다. 이에 따라 충돌 안정성에 기여하는 프론트 범퍼 빔, 사이드 실, 도어 임팩트 빔 등의 충돌 부재의 초고강도화가 지속적으로 진행 중이다. 특히 냉연 강판 중 가장 높은 강도를 가지는 마르텐사이트강의 경우 롤포밍 기법의 활용 증가에 따라 적용이 확대되었는데, 상기 공법의 특성 상 강판의 굽힘성이 매우 중요한 인자로 작용한다.
관련 선행 기술로는 일본공개특허 제2005-105367호가 있다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 높은 항복비와 더불어 우수한 굽힘성을 가지는 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하며, 특히 인장강도 1400 MPa 이상의 마르텐사이트강을 구현할 수 있는 냉연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판은 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 바나듐(V): 0 초과 0.3중량% 이하, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 상기 냉연 강판의 최종 미세조직은 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물을 포함하되, 상기 천이탄화물은 철(Fe), 망간(Mn), 크롬(Cr) 또는 몰리브덴(Mo) 중의 어느 하나인 치환형원소와 탄소의 원자비가 2.5:1인 ε-탄화물 또는 상기 원자비가 2:1인 η-탄화물을 포함하며, 상기 미세석출물은 몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 또는 티타늄(Ti) 중의 어느 하나인 합금원소와 탄소의 원자비가 1:1이며, 항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하인 것을 특징으로 한다.
상기 냉연 강판에서, 상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물은 각각 평균 크기가 50nm 이하이고, 평균 종횡비가 4.0 이하일 수 있다.
상기 냉연 강판에서, 상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물은 각각 면적분율로 0 초과 5% 이하일 수 있다.
상기 냉연 강판에서, 상기 최종 미세조직은 템퍼트 마르텐사이트로만 이루어질 수 있다.
상기 냉연 강판에서, 상기 최종 미세조직은 템퍼트 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트로 이루어지며, 면적분율로 템퍼트 마르텐사이트: 70% 이상 100% 미만, 페라이트 및 베이나이트: 0% 초과 20% 이하일 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판의 제조 방법은 (a) 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 바나듐(V): 0 초과 0.3중량% 이하, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량% 및 나머지 철(Fe)로 이루어진 강재를 열간 압연하는 단계; (b) 상기 열간 압연된 강재에 대하여 냉간 압연하는 단계; 및 (c) 상기 냉간 압연된 강재에 대하여 소둔, 제1 열처리 및 제2 열처리 공정을 순차적으로 수행하는 단계;를 포함하는 냉연 강판의 제조방법이며, 상기 (a) 내지 (c) 단계를 수행하여 구현된 상기 냉연 강판의 최종 미세조직은 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물을 포함하되, 상기 천이탄화물은 철(Fe), 망간(Mn), 크롬(Cr) 또는 몰리브덴(Mo) 중의 어느 하나인 치환형원소와 탄소의 원자비가 2.5:1인 ε-탄화물 또는 상기 원자비가 2:1인 η-탄화물을 포함하며, 상기 미세석출물은 몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 또는 티타늄(Ti) 중의 어느 하나인 합금원소와 탄소의 원자비가 1:1이며, 상기 세멘타이트는 상기 제1 열처리 중 형성되며, 상기 천이탄화물은 상기 제2 열처리 중 형성되며, 상기 미세석출물은 상기 열간 압연하는 단계 중 형성된다.
상기 냉연 강판의 제조방법에서, 상기 (a) 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1300℃, 마무리 압연 온도: 800 ~ 1000℃, 권취온도: 500 ~ 650℃인 조건에서 열간 압연하는 단계를 포함하고, 상기 (c) 단계는 소둔 온도: 800 ~ 900℃, 제1 열처리 온도: 100 ~ 300℃인 조건으로 수행하되, 상기 제2 열처리 공정은 하기 수식1을 만족하는 제2 열처리 온도(T)로 제2 열처리 유지시간(t) 동안 유지하는 공정을 포함할 수 있다.
수식1: 3800 ≤ (T + 300) × (10 + log(t)) ≤ 5650
(단, 상기 T의 단위는 ℃, 상기 t의 단위는 시간(hour)임)
상기 냉연 강판의 제조방법에서, 상기 (a) 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1300℃, 마무리 압연 온도: 800 ~ 1000℃, 권취온도: 500 ~ 650℃인 조건에서 열간 압연하는 단계를 포함하고, 상기 (c) 단계는 도금 공정을 수행하는 단계를 포함하되, 소둔 온도: 800 ~ 900℃, 제1 열처리 온도: 450 ~ 600℃인 조건으로 수행하며, 상기 제2 열처리 공정은 하기 수식1을 만족하는 제2 열처리 온도(T)로 제2 열처리 유지시간(t) 동안 유지하는 공정을 포함할 수 있다.
수식1: 3800 ≤ (T + 300) × (10 + log(t)) ≤ 5650
(단, 상기 T의 단위는 ℃, 상기 t의 단위는 시간(hour)임)
상기 냉연 강판의 제조방법에서, 상기 (c) 단계는 상기 소둔 공정 후 상기 제1 열처리 온도까지 냉각한 후 상기 제1 열처리 공정을 수행하는 것을 특징으로 한다.
상기 냉연 강판의 제조방법에서, 상기 (c) 단계는 상기 제1 열처리 공정 후 상온까지 냉각한 후 승온하여 상기 제2 열처리 공정을 수행하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 실시예에 따르면, 높은 항복비와 더불어 우수한 굽힘성을 가지는 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법을 구현할 수 있다. 예를 들어, 본 발명에 의하면 높은 인장강도와 더불어 항복비(YP/TS) 70%를 초과하는 고항복 특성 구현이 가능하고 굽힘 성능(R/t)이 4.0 이하인 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판을 구현할 수 있다. 이로써 형상이 복잡한 부품으로 성형하기 위한 우수한 성형과 충돌 흡수능이 우수한 소재의 적용을 통해 자동차 승객의 안정성 향상 및 차체 경량화를 통한 연비 향상에 기여할 수 있을 것으로 기대된다.
물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물 중 세멘타이트(Fe3C)를 분석한 도면이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물 중 ε-탄화물(Fe2.5C)을 분석한 도면이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물의 측정 방법을 도해하기 위하여 개요적으로 나타낸 도면이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물의 크기를 나타낸 분포도이다.
도 5는 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물의 종횡비를 나타낸 분포도이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판의 제조방법에서 소둔, 제1 열처리 및 제2 열처리 공정을 순차적으로 수행하는 단계를 도해하는 열처리 개요를 나타낸 도면이다.
도 7은 본 발명의 실험예20에 따른 최종 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 8은 본 발명의 실험예21에 따른 최종 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 9는 본 발명의 실험예22에 따른 최종 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 10은 본 발명의 실험예23에 따른 최종 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 11은 본 발명의 실험예에 따른 냉연 강판의 제조방법에서 제2 열처리 공정 조건을 도해하는 그래프이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판 및 그 제조방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다. 이하에서는 높은 항복비와 더불어 우수한 굽힘성을 가지는 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법의 구체적인 내용을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 냉연 강판은 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 바나듐(V): 0 초과 0.3중량% 이하, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하에서는, 상기 냉연 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
탄소(C)
탄소(C)는 강의 강도를 높이는데 가장 효과적이며 중요한 원소이다. 또한, 탄소의 첨가에 의하여 오스테나이트에 고용되어 담금질 시 마르텐사이트 조직을 형성시킨다. 나아가, 철, 크롬, 몰리브덴 등의 원소와 화합하여 탄화물을 형성, 강도와 경도를 향상시킨다. 탄소(C)는 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0.23 ~ 0.35중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 탄소의 함량이 전체 중량의 0.23중량% 미만일 경우에는 상술한 효과를 구현할 수 없으며 충분한 강도를 확보하지 못하는 문제점이 나타난다. 반대로, 탄소의 함량이 전체 중량의 0.35중량%를 초과할 경우에는 용접성 및 가공성이 저하되는 문제점이 나타난다.
규소(Si)
규소(Si)는 세멘타이트 형성 억제를 통한 굽힘성 및 내수소취성 특성을 확보하기 위하여 첨가하는 원소이다. 또한, 규소는 페라이트 고용강화 효과로 강도 상승 및 탄화물 형성 억제를 위하여 첨가되는 원소이다. 규소는 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시킬 수 있다. 또한, 오스테나이트 탄소 농화로 마르텐사이트 형성을 촉진하여 강도를 확보할 수 있는 원소로 알려져 있다. 한편, 규소는 알루미늄과 함께 제강 공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 가질 수 있다. 상기 규소는 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0.05 ~ 0.5중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 규소의 함량이 전체 중량의 0.05중량% 미만일 경우에는 연성을 확보할 수 없으며 상술한 규소 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 규소의 함량이 전체 중량의 0.5중량%를 초과하여 다량 첨가 시 페라이트가 과도하게 형성되어 강도가 저하되며, 강판 표면에 산화물을 형성하여 강판 도금성이 저하되며, 재가열 및 열간압연 시에 붉은 스케일(red scale)을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있으며, 인성 및 소성 가공성이 저하되는 문제가 있으며 강의 용접성을 저하시킬 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 고용강화 및 소입성 증대를 통해 강도 향상에 기여하는 원소이다. 예를 들어, 망간은 저온 변태상의 형성을 용이하게 하며 고용강화로 강도를 상승시키는 효과를 제공하는 원소이다. 망간의 일부는 강 속에 고용되며 일부는 강 중에 함유된 황과 결합하여 비금속개재물인 MnS를 형성하는데 이 MnS는 연성이 있어서 소성 가공 시 가공방향으로 길게 연신된다. 그러나 MnS의 형성으로 강 속에 있는 황 성분이 감소하면서 결정립이 취약해지고 저융점화합물인 FeS의 형성을 억제시킨다. 강의 내산성과 내산화성을 저해하지만 펄라이트가 미세해지고 페라이트를 고용강화시킴으로써 항복강도를 향상시킨다. 망간은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0.3 ~ 2.3중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 망간의 함량이 0.3중량% 보다 작을 경우, 상술한 강도 확보의 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 또한, 망간의 함량이 2.3중량% 이상일 경우, 망간밴드 및 MnS 형성 등으로 굽힘성과 내수소취성이 저하되는 문제점이 나타난다. 예를 들어, 연속주조 슬라브 및 강판의 내외부 편석대를 형성하고 크랙의 발생과 전파를 유발하여 굽힘성을 저하시키는 문제점이 나타난다. 즉, 슬라브 품질 및 용접성이 저하되며, 중심 편석(center segregation)이 발생하여 소지강판의 연성이 저하되고 가공성이 저하될 수 있다.
인(P)
인(P)은 고용강화에 의해 강도의 강도를 높이며, 탄화물의 형성을 억제하는 기능을 수행할 수 있다. 상기 인은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0 초과 0.02중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 인의 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 입계 편석을 통해 취성이 유발되며 프레스 성형성이 저하되고 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있다.
황(S)
황(S)은 망간, 티타늄 등과 결합하여 강의 피삭성을 개선시키며 미세 MnS의 석출물을 형성하여 가공성을 향상시킬 수 있으나, 일반적으로 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 상기 황은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0 초과 0.005중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 황의 함량이 0.005중량%를 초과할 경우, MnS 개재물 수가 증가하여 굽힘성 및 내수소취성이 열위되며, 연속주조 응고 중에 편석되어 고온 크랙이 발생하는 문제점이 발생할 수 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 질화물 형성 시 슬라브 균열을 방지하며, 페라이트 형성을 촉진하며 연신율을 향상시키며, 탄화물 형성을 억제하고, 오스테나이트 내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트를 안정화시킨다. 또한, 알루미늄은 철과 아연도금층 사이에 레이어(layer)로 작용하여 도금성을 개선하는 원소이며, 열연 코일내 망간 밴드의 형성을 억제하는데 효과적인 원소이다. 상기 알루미늄(Al)은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0.01 ~ 0.05중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.01중량% 미만일 경우에는 상술한 알루미늄 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 있다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.05중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 페라이트 형성을 통해 강도가 저하되며, 알루미늄 개재물이 증가하여 연주성을 저하시키며 강판의 표면에 농화되어 도금성이 저하되고 슬라브 내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다
크롬(Cr)
크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고 고강도를 확보할 수 있는 원소이며, 오스테나이트 안정화 원소로 소입성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, 크롬은 소둔 열처리 시 Cr계 석출물을 입내에 석출하여 연신율을 증가시킨다. 상기 크롬(Cr)은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0 초과 0.8중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.8중량%를 초과하여 과다하게 첨가될 경우에는 포화 효과가 나타나며 레이저 용접성 및 연성이 저하되며 도금성을 저해하는 문제점이 있다.
몰리브덴(Mo)
몰리브덴(Mo)은 소입성 향상 및 강도와 인성 확보를 위하여 첨가하는 원소이이며, 결정립 미세화 및 석출 효과로 인해 수소 취성 저항성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0 초과 0.4중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.4중량%를 초과할 경우에는 제조비용이 증가하며, 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 결정립 미세화 및 BN 형성을 억제하는데 기여한다. 상기 티타늄(Ti)은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0.01 ~ 0.1중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 티타늄(Ti)의 함량이 0.01중량% 미만일 경우, BN 석출물의 과다 석출에 따른 주조 슬라브의 연성 감소로 슬라브 품질이 저하되며 강도가 저하되는 문제점이 나타난다. 한편, 상기 티타늄(Ti)의 함량이 0.1중량%를 초과할 경우, TiN 석출 조대화에 따른 굽힘성 및 내수소취성이 저하되며, 재결정 온도가 지나치게 올라가 불균일 조직을 유발하는 문제점이 나타난다.
붕소(B)
붕소(B)는 페라이트 형성을 억제하여 강의 경화능을 증가시키기 위하여 첨가하는 원소이다. 또한, 붕소는 강력한 소입성 원소로서, 인(P)의 편석을 막아 강도를 향상시키는 역할을 한다. 만일, 인(P)의 편석이 발생할 경우에는 2차 가공 취성이 발생할 수 있으므로, 붕소를 첨가하여 인(P)의 편석을 막아 가공 취성에 대한 저항성을 증가시킨다. 상기 붕소는 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0.001 ~ 0.005중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 붕소의 함량이 0.001중량% 미만인 경우 낮은 소입성으로 인해 강도가 확보되지 못하며, 붕소의 함량이 0.005중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 BN 형성에 따른 입계 취성이 증가하며 용접성이 저하되며 붕소 산화물의 형성으로 강의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.
한편, 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연 강판은, 선택적으로, 바나듐(V)을 함유할 수 있다. 미세 합금 원소인 바나듐(V)을 첨가함에 따라 세멘타이트, 천이탄화물과는 다른 미세석출물(VC 또는 (Ti,V)C)을 형성하여 강도 향상에 기여한다. 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연 강판이 선택적으로 바나듐을 함유하는 경우, 상기 바나듐(V)은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 소지강판에서 전체 중량의 0 초과 0.3중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.3중량%를 초과하여 과다하게 첨가될 경우에는 강의 제조원가가 크게 증가할 수 있으며 압연 시 많은 석출로 인하여 압연부하가 크게 증가할 수 있고, 연신율이 저하될 수 있다.
상기 초고강도 냉연 강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물 중 세멘타이트(Fe3C)를 분석한 결과이고, 도 2는 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물 중 ε-탄화물(Fe2.5C)을 분석한 결과이다. 도 3은 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물의 측정 방법을 도해하기 위하여 개요적으로 나타낸 도면이고, 도 4는 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물의 크기를 나타낸 분포도이고, 도 5는 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직에서 나타난 탄화물의 종횡비(Aspect Ratio)를 나타낸 분포도이다.
도 1 내지 도 5를 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 상기 냉연 강판의 최종 미세조직은 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물을 포함한다. 상기 세멘타이트(Fe3C)는 철(Fe)과 탄소의 원자비가 3:1이다. 상기 천이탄화물은 철(Fe), 망간(Mn), 크롬(Cr) 또는 몰리브덴(Mo) 중의 어느 하나인 치환형원소와 탄소의 원자비가 2.5:1인 ε-탄화물 또는 상기 원자비가 2:1인 η-탄화물을 포함한다. 상기 미세석출물은 몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 또는 티타늄(Ti) 중의 어느 하나인 합금원소와 탄소의 원자비가 1:1인 것을 특징으로 한다. 상기 탄화물 및 미세석출물은 일부 질소가 포함될 수도 있다.
본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판에서 굽힘성과 내수소취성을 확보하기 위하여 상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물은 각각 평균 크기가 50nm 이하이고, 평균 종횡비가 4.0 이하일 수 있다. 도 3을 참조하면, 상기 평균 크기는 타원 혹은 침상 형태의 탄화물(10)의 장단축을 포함한 평균 크기로서 구체적으로 단축의 크기(a)와 장축의 크기(b)를 포함한 평균 크기이다. 또한, 상기 평균 종횡비는 단축 대비 장축의 길이 비(b/a)를 의미한다. 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판에서 상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물은 각각 면적분율로 0 초과 5% 이하일 수 있다. 상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물의 면적분율 분석은 투과전자현미경의 레플리카(replica) 분석을 활용하여 최소 5장 이상의 미세 조직 사진을 활용하여 측정하였다.
본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직은 템퍼트 마르텐사이트로만 이루어질 수 있다. 또는, 본 발명의 다른 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직은 템퍼트 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트로 이루어지며, 면적분율로 템퍼트 마르텐사이트: 70% 이상 100% 미만, 페라이트 및/또는 베이나이트: 0% 초과 20% 이하일 수 있다. 예를 들어, 최종 미세조직은 템퍼트 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트로 이루어지며, 면적분율로 템퍼트 마르텐사이트: 70% 이상 100% 미만, 베이나이트: 0% 초과 20% 이하, 페라이트: 0% 초과 10% 이하로 구성될 수 있다.
한편, 본 발명의 변형된 다른 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트로만 이루어질 수도 있다. 이 경우, 베이나이트와 페라이트는 존재하지 않는다.
상술한 미세조직은 두께 방향의 1/4 지점을 주사전자현미경으로 압연 방향에 수직이 되는 방향에서 분석한 결과를 기준으로 한다. 본 발명에서 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율이 70% 미만인 경우 목표하는 강도를 구현할 수 없다. 또한, 본 발명에서 페라이트 및 베이나이트는 불충분한 냉각 속도로 인해 불가피하게 생성되는 미세조직으로 강도를 저하시키는 주요 인자이기 때문에 면적분율이 작을수록 바람직하며, 페라이트 및 베이나이트 두 상의 면적분율의 합이 20%를 초과하지 않아야 한다.
상술한 합금 원소 조성 및 미세조직을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판은 세멘타이트 형태의 탄화물을 포함함에도 불구하고, 항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하인 물성을 구현할 수 있다. 예를 들어, 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판은 항복강도(YP): 1170 ~ 1400MPa, 인장강도(TS): 1400 ~ 1700MPa, 연신율(El): 3.0 ~ 9.0%, 항복비: 70 ~ 90%, 굽힘가공성(R/t): 2.0 ~ 4.0일 수 있다. 상기 굽힘가공성(R/t)에서 R은 최소 굽힘 반경 비이며, t는 단위 두께이다.
이하에서는 상술한 조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판의 제조방법을 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 강판의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 바나듐(V): 0 초과 0.3중량% 이하, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량% 및 나머지 철(Fe)로 이루어진 강재를 열간 압연하는 단계; (b) 상기 열간 압연된 강재에 대하여 냉간 압연하는 단계; 및 (c) 상기 냉간 압연된 강재에 대하여 소둔, 제1 열처리 및 제2 열처리 공정을 순차적으로 수행하는 단계;를 포함한다.
상기 (a) 열간 압연하는 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1300℃, 마무리 압연 온도: 800 ~ 1000℃, 권취온도: 500 ~ 650℃인 조건에서 수행할 수 있다.
상기 강재는 상술한 온도(1150 ~ 1300℃)에서 재가열될 때, 연속주조 공정 시에 편석된 성분이 재고용될 수 있다. 석출 및 고용강화를 통해 강도 향상을 도모하고자 하는 경우, 열간 압연 전 강화원소를 오스테나이트 내 충분히 고용 시켜야 하고 그 때문에 강재를 1150℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 재가열온도가 1150℃보다 낮을 경우, 각종 탄화물의 고용이 충분하지 않을 수 있으며, 연속주조 공정 시 편석된 성분들이 충분히 고르게 분포되지 않는 문제가 있을 수 있다. 하지만 재가열온도가 1300℃를 넘는 온도로는 오스테나이트 조대화나 탈탄 등 악영향이 있고 목적하는 강도를 얻을 수 없다. 즉, 재가열온도가 1300℃를 초과할 경우, 매우 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 또한, 재가열온도가 1300℃를 초과할 경우 가열 비용이 증가하고 공정 시간이 추가되어, 제조비용 상승 및 생산성 저하를 가져올 수 있다.
마무리 압연 온도(FDT)는 최종 재질에 미치는 매우 중요한 인자로 800 ~ 1000℃에서의 압연은 오스테나이트를 미세화할 수 있는 온도이다. 그러나, 열간 압연 온도가 800℃ 보다 낮으면 압연 시 압연 부하가 증가되고 에지(EDGE)부 혼립 조직이 발생할 수 있다. 또한 1000℃를 넘는 고온영역의 압연은 결정립 조대화로 목표 기계적 성질을 얻을 수 없다. 열간 압연 이후 냉각은 1 ~ 100 ℃/s 의 냉각속도로 진행하며, 냉각속도가 빠를수록 평균 결정립도 감소에 유리하다.
한편, 권취온도가 500℃ 보다 낮은 경우, 열연 코일의 형상을 불균일하게 하고 냉간 압연 부하가 증가하는 문제점이 있다. 권취온도가 650℃ 보다 높은 경우, 강판의 중심부와 엣지부의 냉각속도 차이에 의한 불균일 미세조직을 야기하며, 입계 내부가 산화되는 문제점이 발생할 수 있다.
한편, 상기 열간 압연은 압하율이 35 ~ 65%인 조건으로 수행될 수 있다. 열간 압연 후의 상기 강재의 미세조직은 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트를 포함할 수 있다.
상기 (b) 냉간 압연하는 단계는 산세 공정을 수행한 후에 35 ~ 65%의 압하율로 냉간 압연하는 단계를 포함할 수 있다. 압하율이 높을수록 조직 미세화 효과로 인한 성형성 상승 효과가 있다. 냉간 압연에서 35% 미만으로 압하할 경우 균일한 미세조직을 얻기 어려우며 65%를 초과하여 설계할 경우 롤포스가 높아져 공정 부하가 높아진다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판의 제조방법에서 소둔, 제1 열처리 및 제2 열처리 공정을 순차적으로 수행하는 단계를 도해하는 열처리 개요를 나타낸 도면이다.
도 6을 참조하면, 상기 냉간 압연된 강재에 대하여 1 ~ 10 ℃/s의 승온 속도로 Ac3 이상의 온도까지 승온한다. 상기 Ac3 온도는 다음과 같은 수식으로 계산될 수 있다.
Ac3(℃) = 910 - 203 [C]0.5 - 30[Mn] + 44.7[Si] + 31.5[Mo] - 15.2[Ni]
여기에서 [C], [Mn], [Si], [Mo] 및 [Ni] 은 강재 내 탄소, 망간, 규소, 몰리브덴 및 니켈의 중량% 값이다.
본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 제조방법에 의하면, Ac3 이상의 온도, 바람직하게는, 800 ~ 900℃ 사이의 소둔 온도에서 60 ~ 600초로 유지하는 소둔 공정을 수행한다.
이후 1 ~ 20 ℃/s의 냉각 속도로 500 ~ 700℃로 냉각한 후, 5 ~ 50℃/s의 냉각 속도로 마르텐사이트 변태 종료 온도까지 냉각한다(냉각종료온도). 여기서 마르텐사이트 변태 종료 온도는 100 ~ 350℃이다.
이후 비도금재의 경우 제1 열처리 온도인 100 ~ 300℃에서 10 ~ 100초 유지 후 상온까지 20℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 제1 열처리 공정을 수행한다.
제1 열처리 온도가 100 ℃ 미만인 경우, 유지 시간과 상관없이 세멘타이트가 전혀 형성되지 않는다. 또한, 100 ~ 300 ℃의 온도에서 10 초 이하의 짧은 유지 또한 세멘타이트를 형성할 수 없다. 제1 열처리 온도가 300℃를 초과하거나, 100 ~ 300℃ 온도 구간에서 100 초 이상 유지되는 경우 베이나이트의 형성으로 목표 강도를 확보할 수 없다.
한편, 도금재의 경우, 제1 열처리 온도인 450 ~ 600℃에서 5 ~ 60초 유지 후 상온까지 20℃/s 이하의 냉각 속도로 냉각하는 제1 열처리 공정을 수행한다. 300 ℃ 이하의 온도로 냉각 종료 후 1차 열처리 유지 시 베이나이트의 생성으로 인한 변태 발열로 재질이 열화될 수 있다. 한편, 450℃ 이상의 온도로 냉각 종료하는 경우 베이나이트 변태 지연(~ 60초)으로 냉각 중 마르텐사이트 변태가 진행되어 재질 확보가 가능하다.
상기 제1 열처리 온도가 450℃ 미만인 경우 도금욕의 온도를 감소시켜 도금 및 합금화 품질을 저해하여 도금 강판을 제조할 수 없다. 또한 450℃ ~ 600℃ 온도 구간에서 5초 이하의 짧은 유지는 강판에 도금용액을 충분히 도포할 수 없는 시간으로 도금 품질을 확보할 수 없다. 제1 열처리 온도가 600℃를 초과하는 경우 도금욕을 지나며 드로스 및 애쉬 발생 등으로 표면 품질을 확보할 수 없다. 제1 열처리 시간이 450℃ ~ 600℃의 온도 구간에서 60초를 초과하는 경우 베이나이트의 생성과 분율 증가로 목표 인장강도를 확보할 수 없다.
제1 열처리 온도가 300℃ 초과 450℃ 미만인 범위에서 유지되는 경우 베이나이트의 생성으로 인한 변태 발열에 의한 강도 저하가 발생한다.
상술한 제1 열처리 온도의 경우 마르텐사이트의 변태를 완전히 종료시키기 위하여 상기 온도 범위 내에서 바람직하게는 낮을수록 유리하다.
본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 제조방법에서는 상기 소둔 공정을 수행한 후 상기 제1 열처리 공정을 수행하기 전에 냉각하는 단계는 상온까지 급랭하는 냉각 공정을 적용하지 않고 제1 열처리 온도까지만 냉각하는 것을 특징으로 한다. 만약, 상기 소둔 공정을 수행한 후 상기 제1 열처리 공정을 수행하기 전에 상온까지 급랭하는 냉각 공정을 적용한다면 상기 제1 열처리 공정을 수행하더라도 냉연 강판의 최종 미세조직은 세멘타이트를 포함하지 않는다. 그러나, 본 발명에서와 같이, 상기 소둔 공정을 수행한 후 상기 제1 열처리 공정을 수행하기 전에 상온까지 급랭하는 단계를 적용하지 않고 제1 열처리 온도까지만 냉각하는 경우, 상기 제1 열처리 공정을 수행하는 과정에서 세멘타이트가 형성될 수 있다. 일반적으로 세멘타이트를 포함하는 강재는 가공성이 열화되는 문제점이 있다.
그러나, 세멘타이트 형성을 원천적으로 방지하기 위하여 소둔 공정을 수행한 후 제1 열처리 공정을 수행하기 전에 상온까지 급랭하는 공정은 설비 장치의 추가 등으로 제조비용이 증가하게 된다.
본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판에서는, 소둔 공정을 수행한 후 제1 열처리 공정을 수행하기 전에 상온까지 급랭하는 공정을 적용하지 않아 최종 미세조직에 세멘타이트를 포함하지만, 후속 공정을 정밀하게 제어함으로써 항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하의 물성을 확보하여 항복비와 굽힘성이 우수한 초고강도 냉연 강판을 구현할 수 있다.
상기 제1 열처리 공정 후 상온까지 냉각한 후 승온하여 제2 열처리 공정을 수행할 수 있다. 상기 제2 열처리 공정은 하기 수식1을 만족하는 제2 열처리 온도(T)로 제2 열처리 유지시간(t) 동안 유지하는 공정을 포함할 수 있다.
수식1: 3800 ≤ (T + 300) × (10 + log(t)) ≤ 5650
(단, 상기 T의 단위는 ℃, 상기 t의 단위는 시간(hour)임)
본 발명에 따른 초고강도 냉연 강판에서 상기 수식1의 값이 3800 미만인 경우 냉연 강판의 항복강도가 미달하며, 상기 수식1의 값이 5650을 초과하는 경우 굽힘성 열위로 목표 재질을 확보할 수 없다.
상기 제2 열처리 공정은, 상기 수식1을 만족하되, 예를 들어, 10℃/s 이하의 승온 속도로 100 ~ 210℃까지 승온한 후 제2 열처리 온도(T)인 100 ~ 210℃에서 3 ~ 20시간(t) 동안 유지하는 단계를 포함할 수 있다.
상술한 공정 조건을 적용하여 구현한 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 최종 미세조직은 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물을 포함하되, 상기 천이탄화물은 철(Fe), 망간(Mn), 크롬(Cr) 또는 몰리브덴(Mo) 중의 어느 하나인 치환형원소와 탄소의 원자비가 2.5:1인 ε-탄화물 또는 상기 원자비가 2:1인 η-탄화물을 포함하며, 상기 미세석출물은 몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 또는 티타늄(Ti) 중의 어느 하나인 합금원소와 탄소의 원자비가 1:1인 것을 특징으로 한다.
상기 세멘타이트는 상기 소둔 및 냉각 이후 상기 제1 열처리 공정 중 형성된다. 상기 제1 열처리 온도가 100 ~ 300℃인 경우 상기 세멘타이트는 마르텐사이트 내에 존재한다. 상기 제1 열처리 온도가 450 ~ 600℃인 경우 상기 세멘타이트는 마르텐사이트 내에 형성되지 않으며, 베이나이트가 존재하는 경우 베이나이트 내에 존재한다. 이러한 세멘타이트는 전체 면적분율에 대비하여 0 ~ 5%의 비율로 존재하며 바람직하게는 낮은 비율로 존재하는 것이 좋다.
상기 천이탄화물은 상기 제2 열처리 공정 중 형성된다. 본 발명의 실시예에 따른 냉연 강판의 제조방법에서는 상기 제2 열처리 공정을 수행하지 않는 경우 천이탄화물이 존재하지 않는다. 천이탄화물은 항복강도를 상승시키기 위하여 반드시 존재하여야 하며, 전체 면적분율에 대비하여 0 ~ 5%의 비율로 존재할 수 있다.
상기 미세석출물은 상기 열간 압연 중 또는 열간 압연 후 권취 중 형성되며, 상기 세멘타이트와 상기 천이탄화물과 달리 철(Fe)은 구성원소 중 함유하지 않는다. 상기 미세석출물은 전체 면적분율에 대비하여 0 ~ 5%의 비율로 존재할 수 있다.
제2 열처리 공정 진행 시 세멘타이트는 성장을 진행하며, 천이탄화물은 형성과 성장을 동시에 진행한다. 다만, 미세석출물의 경우 본 발명의 낮은 제2 열처리 온도에서 유지 시 성장을 진행하지 않는다. 본 발명에서는 강을 구성하는 미세합금원소의 첨가량이 0.5 중량% 이하로 매우 작기 때문에 미세석출물은 미세합금원소의 확산 속도에 의존하는 성장을 진행하여 300℃ 이하의 낮은 온도에서 100여 시간 이하 진행 시 성장하기 매우 어렵기 때문이다. 그러나, Fe 기반의 세멘타이트와 천이탄화물의 경우 마르텐사이트 기지 내 과포화된 탄소의 확산 속도에 의존하여 형성과 성장이 진행된다. 그러므로 본 발명에서 제안하는 조건에서 세멘타이트와 천이탄화물의 형성 및 성장은 진행된다. 앞서 설명한 바와 같이, 천이탄화물의 생성은 항복강도를 확보하는 매우 중요한 인자이다. 그러므로 너무 낮은 온도 또는 짧은 유지 시간의 제2 열처리 온도 조건에서 목표 항복강도를 확보하기 어렵다. 또한 침상 형태의 세멘타이트의 성장은 굽힘성을 악화시키는 요인이다. 비교적 높은 온도의 제2 열처리 온도 혹은 장시간 유지는 세멘타이트의 침상 형태 성장을 가속화하기 때문에 굽힘성을 확보하기 위하여 적절한 제2 열처리 조건을 설정할 필요가 있다. 본 발명에서는 상술한 수식1의 값의 범위를 조절함으로써 높은 항복비와 더불어 우수한 굽힘성을 가지는 초고강도 냉연 강판을 구현할 수 있다.
실험예
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
1. 시편의 조성
본 실험예에서는 표 1의 합금 원소 조성(단위:중량%)을 가지는 시편들을 제공한다.
성분계 C Si Mn Cr Mo Ti V B Fe
A 0.25 0.1 2.0 0.4 0.2 0.03 0.1 0.0025 Bal.
B 0.24 0.1 1.9 0.3 0.2 0.06 0.1 0.0025 Bal.
C 0.22 0.2 2.2 0.3 0.2 0.03 0.1 0.0022 Bal.
D 0.26 0.7 1.8 0.4 0.2 0.03 0.1 0.0020 Bal.
표 1의 성분계 A, B는 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 강판을 구성하는 조성인 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 바나듐(V): 0 초과 0.3중량% 이하, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량% 및 나머지 철(Fe)의 조성을 만족한다. 그러나, 성분계 C는 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%의 조성범위를 하회하여 만족하지 못하고, 성분계 D는 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%의 조성범위를 상회하여 만족하지 못한다.
2. 공정조건 및 물성평가
표 2는 표 1에 개시된 조성을 가지는 시편들에 대하여 다양한 열처리 공정 조건을 나타낸 것이고, 표 3은 표 1 및 표 2에 개시된 조성과 열처리 공정을 적용한 후의 물성을 평가한 결과를 나타낸 것이다.
표 2에서 '성분계' 항목은 표 1에 개시된 조성을 나타내며, '수식1'은 앞에서 설명한 수식1[(T + 300) × (10 + log(t))]의 계산값을 나타낸다. 표 3에서 'YP(MPa)', 'TS(MPa)'및 'EL(%)' 항목은 시편의 항복강도, 인장강도 및 연신율을 각각 나타낸다.
실험예 성분계 소둔온도
(℃)		 냉각종료온도(℃) 제1열처리
온도(℃)		 제2 열처리 조건
(수식1)
1 B 800 250 250 4850
2 B 820 250 250 4850
3 A 840 150 150 4850
4 A 840 200 200 4850
5 A 840 300 300 4850
6 A 840 450 450 4850
7 A 840 250 250 3503
8 A 840 250 250 3772
9 A 840 250 250 4311
10 A 840 250 250 4635
11 A 840 250 250 4850
12 A 840 250 250 5174
13 A 840 250 250 5389
14 A 840 250 250 5928
15 A 840 250 250 6251
16 A 840 250 250 6467
17 A 840 250 250 5690
18 A 840 250 250 5086
19 A 840 250 250 4746
20 A 840 250 250 4850
21 B 840 250 250 4850
22 C 840 250 250 4850
23 D 840 250 250 4850
24 A 840 350 350 4850
실험예 YP
(MPa)		 TS
(MPa)		 EL
(%)		 항복비
(%)		 굽힘성
(R/t)		 미세
석출물
분율(%)		 세멘
타이트 분율(%)		 천이
탄화물 분율(%)		 탄화물
크기
(㎚)		 탄화물
평균 종횡비
1 1196 1576 7.6 75.9 3.6 0.07 0.49 2.33 41.8 3.69
2 1205 1580 7.9 76.3 3.6 0.07 0.55 3.76 29.4 3.88
3 1320 1655 8.0 79.8 3.1 0.08 0.30 3.01 24.0 2.38
4 1196 1628 8.5 73.5 3.0 0.08 0.38 2.97 33.5 3.12
5 1226 1527 7.0 80.3 3.8 0.08 1.18 2.66 42.3 3.61
6 1218 1651 6.8 73.8 2.8 0.08 0.02 2.22 29.4 2.44
7 1121 1635 6.8 68.6 3.8 0.08 0.44 - - -
8 1140 1626 7.4 70.1 3.4 0.08 0.42 - - -
9 1200 1625 7.3 73.8 2.8 0.08 0.61 2.13 22.9 3.67
10 1236 1626 6.7 76.0 2.8 0.08 0.66 2.31 21.1 3.01
11 1247 1624 7.2 76.8 2.6 0.07 0.51 3.35 30.5 3.44
12 1279 1616 7.2 79.1 2.6 0.08 0.43 3.22 33.8 2.83
13 1348 1609 6.0 83.8 2.8 0.08 0.75 3.38 32.9 2.96
14 1336 1548 6.9 86.3 4.1 0.08 1.91 2.28 34.6 4.02
15 1320 1504 7.0 87.8 4.2 0.07 2.39 1.05 34.8 4.06
16 1361 1425 7.1 95.5 4.2 0.07 3.39 1.66 35.0 4.12
17 1271 1573 7.4 80.8 4.1 0.08 1.01 3.88 62.8 5.33
18 1229 1573 8.1 78.1 3.3 0.08 0.90 2.89 33.0 3.54
19 1206 1574 7.6 76.6 3.2 0.07 0.60 2.11 29.2 3.12
20 1247 1624 7.2 76.8 2.6 0.08 0.91 2.91 30.5 3.44
21 1184 1533 6.9 77.2 2.4 0.12 0.51 1.12 26.1 2.52
22 1093 1417 6.5 91.0 3.4 0.08 0.67 0.99 21.0 2.33
23 1077 1543 7.9 69.8 2.7 0.08 0.31 0.28 25.6 2.82
24 1130 1360 8.0 83.1 2.6 0.07 2.22 2.98 57.9 5.87
표 1 내지 표 3을 참조하면, 실험예1 내지 실험예2에서, 소둔 온도에 따른 물성의 차이를 확인할 수 있다. 실험예1 및 실험예2는, 본 발명의 실시예에 따라 구현된 냉연 강판으로서 소둔 온도: 800 ~ 900℃인 범위를 만족하는 바, 항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하의 물성을 만족하며, 냉연 강판의 최종 미세조직에서 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물은 각각 평균 크기가 50nm 이하이고, 평균 종횡비가 4.0 이하이며, 각각 면적분율로 0 초과 5% 이하인 것을 확인할 수 있다.표 1 내지 표 3을 참조하면, 실험예3 내지 실험예6에서, 제1 열처리 온도에 따른 물성의 차이를 확인할 수 있다. 실험예3 내지 실험예5는, 본 발명의 실시예에 따라 구현된 비도금재 냉연 강판으로서 제1 열처리 온도: 100 ~ 300℃인 범위를 만족하는 바, 항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하의 물성을 만족하며, 냉연 강판의 최종 미세조직에서 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물은 각각 평균 크기가 50nm 이하이고, 평균 종횡비가 4.0 이하이며, 각각 면적분율로 0 초과 5% 이하인 것을 확인할 수 있다.
또한, 실험예6은, 본 발명의 실시예에 따라 구현된 도금재 냉연 강판으로서 제1 열처리 온도: 450 ~ 600℃인 범위를 만족하는 바, 항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하의 물성을 만족하며, 냉연 강판의 최종 미세조직에서 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물은 각각 평균 크기가 50nm 이하이고, 평균 종횡비가 4.0 이하이며, 각각 면적분율로 0 초과 5% 이하인 것을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 실험예24에 의하면 소둔 온도가 350℃인 경우로서, 제1 열처리 온도: 100 ~ 300℃인 범위를 상회하여 만족하지 못하는바, 항복강도(YP): 1170MPa 이상 및 인장강도(TS): 1400MPa 이상인 목표 물성에 미달함을 확인할 수 있으며, 탄화물의 평균 크기가 50nm 이하인 범위를 만족하지 못하고, 탄화물의 평균 종횡비가 4.0 이하인 범위를 만족하지 못함을 확인할 수 있다. 실험예24에서와 같이, 제1 열처리 온도가 300℃ 초과 450℃ 미만인 범위에서 유지되는 경우 변태 발열에 의한 강도 저하가 발생한다. 그러나, 실험예6에서와 같이 제1 열처리 온도가 450 ~ 600℃인 범위를 만족하는 경우 변태 억제로 재질 확보가 가능하다.
표 1 내지 표 3을 참조하면, 제2 열처리 공정 조건에 따라 물성의 차이를 확인할 수 있다. 표 2에서 나타난 수식1의 값은 제2 열처리 온도(T)와 제2 열처리 유지시간(t)의 관계식으로서 [(T + 300) × (10 + log(t))]를 의미한다. 수식1에서 제2 열처리 온도(T)의 단위는 ℃이고, 제2 열처리 유지시간(t)의 단위는 시간(hour)이다.
예를 들어, 실험예1 ~ 6, 실험예11, 실험예20 ~ 24는 제2 열처리 온도(T): 150℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예7은 제2 열처리 온도(T): 25℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예8은 제2 열처리 온도(T): 50℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예9는 제2 열처리 온도(T): 100℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예10은 제2 열처리 온도(T): 130℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예12는 제2 열처리 온도(T): 180℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예13은 제2 열처리 온도(T): 200℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예14는 제2 열처리 온도(T): 250℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예15는 제2 열처리 온도(T): 280℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예16은 제2 열처리 온도(T): 300℃, 제2 열처리 유지시간(t): 6시간의 조건을 적용하였으며, 실험예17은 제2 열처리 온도(T): 200℃, 제2 열처리 유지시간(t): 24시간의 조건을 적용하였으며, 실험예18은 제2 열처리 온도(T): 150℃, 제2 열처리 유지시간(t): 20시간의 조건을 적용하였으며, 실험예19는 제2 열처리 온도(T): 120℃, 제2 열처리 유지시간(t): 20시간의 조건을 적용하였다.
먼저, 실험예1 내지 실험예6을 살펴보면, 소둔온도 및 제1 열처리 공정의 조건이 본 발명의 제안 범위 내에서 변경되더라도, 제2 열처리 공정의 조건으로서 수식1[(T + 300) × (10 + log(t))]의 계산값이 3800 이상 5650 이하의 범위를 만족하는 제2 열처리 온도(T)와 제2 열처리 유지시간(t)을 적용하는 경우, 목표 물성을 확보함을 확인할 수 있다.
실험예7 내지 실험예8(도 11의 그룹 C)을 살펴보면, 제2 열처리 공정 조건으로서 상기 수식1의 값이 3800보다 낮은 경우 최종 미세조직에서 천이탄화물이 형성되지 않아 항복강도가 목표값(1170MPa 이상)에 미달함을 확인할 수 있다.
실험예9 ~ 13 및 실험예18 ~ 19(도 11의 그룹 A)를 살펴보면, 제2 열처리 공정 조건으로서 상기 수식1의 값이 3800 이상 5650 이하인 경우, 항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하를 만족하며, 상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물은 각각 평균 크기가 50nm 이하이고, 평균 종횡비가 4.0 이하이며, 상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물은 각각 면적분율로 0 초과 5% 이하임을 확인할 수 있다.
실험예14 ~ 17(도 11의 그룹 B)을 살펴보면, 제2 열처리 공정 조건으로서 상기 수식1의 값이 5650을 초과하는 경우, 탄화물의 크기 및 종횡비의 증가로 굽힘성이 열위됨을 확인할 수 있다. 즉, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하의 목표 물성에 미달하며, 탄화물의 평균 종횡비가 4.0 이하인 범위를 만족하지 못함을 확인할 수 있다. 즉, 탄화물 형상 불량으로 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하인 목표 물성을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
한편, 표 1 내지 표 3과 도 7 내지 도 10을 참조하면, 실험예20 내지 실험예23에서, 합금조성에 따른 물성의 차이를 확인할 수 있다. 구체적으로, 실험예20 및 실험예21은 본 발명의 실시예에 따라 구현된 냉연 강판으로서 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량% 및 나머지 철(Fe)로 이루어진 조성범위를 만족하는 바, 항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하의 물성을 만족하며, 냉연 강판의 최종 미세조직에서 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물은 각각 평균 크기가 50nm 이하이고, 평균 종횡비가 4.0 이하이며, 각각 면적분율로 0 초과 5% 이하임을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 실험예22에 의하면 본 발명의 소둔 공정, 제1 열처리 공정 및 제2 열처리 공정 조건을 만족하더라도, 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%의 조성범위를 하회하여 만족하지 못하는 바, 항복강도(YP): 1170MPa 이상 및 인장강도(TS): 1400MPa 이상인 목표 물성에 미달함을 확인할 수 있다. 또한, 실험예23에 의하면 본 발명의 소둔 공정, 제1 열처리 공정 및 제2 열처리 공정 조건을 만족하더라도, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%의 조성범위를 상회하여 만족하지 못하는 바, 중간상인 페라이트와 베이나이트의 변태에 기인하여 항복강도(YP): 1170MPa 이상인 목표 물성에 미달함을 확인할 수 있다. 특히, 실험예23에서는 탄화물 크기와 탄화물 종횡비 특성을 만족하여 굽힘성 특성은 확보하였으나 페라이트가 10% 초과 생성하여 항복강도가 미달하였다.
지금까지 본 발명의 기술적 사상에 따른 냉연 강판 및 그 제조방법을 설명하였다. 본 발명에 의하면 높은 인장강도와 더불어 항복비(YP/TS) 70%를 초과하는 고항복 특성 구현이 가능하고 굽힘 성능(R/t)이 4.0 이하인 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판을 구현할 수 있다. 이로써 형상이 복잡한 부품으로 성형하기 위한 우수한 성형과 충돌 흡수능이 우수한 소재의 적용을 통해 자동차 승객의 안정성 향상 및 차체 경량화를 통한 연비 향상에 기여할 수 있을 것으로 기대된다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (10)

  1. 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 바나듐(V): 0 초과 0.3중량% 이하, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량% 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 냉연 강판이며,
    상기 냉연 강판의 최종 미세조직은 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물을 포함하되, 상기 천이탄화물은 철(Fe), 망간(Mn), 크롬(Cr) 또는 몰리브덴(Mo) 중의 어느 하나인 치환형원소와 탄소의 원자비가 2.5:1인 ε-탄화물 또는 상기 원자비가 2:1인 η-탄화물을 포함하며, 상기 미세석출물은 몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 또는 티타늄(Ti) 중의 어느 하나인 합금원소와 탄소의 원자비가 1:1이며,
    항복강도(YP): 1170MPa 이상, 인장강도(TS): 1400MPa 이상, 연신율(El): 3.0% 이상, 항복비: 70% 이상, 굽힘가공성(R/t): 4.0 이하인 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물은 각각 평균 크기가 50nm 이하이고, 평균 종횡비가 4.0 이하인 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 세멘타이트, 상기 천이탄화물 및 상기 미세석출물은 각각 면적분율로 0 초과 5% 이하인 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 최종 미세조직은 템퍼트 마르텐사이트로만 이루어진 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 최종 미세조직은 템퍼트 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트로 이루어지며, 면적분율로 템퍼트 마르텐사이트: 70% 이상 100% 미만, 페라이트 및 베이나이트: 0% 초과 20% 이하인 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판.
  6. (a) 탄소(C): 0.23 ~ 0.35중량%, 규소(Si): 0.05 ~ 0.5중량%, 망간(Mn): 0.3 ~ 2.3중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05중량%, 크롬(Cr): 0 초과 0.8중량% 이하, 몰리브덴(Mo): 0 초과 0.4중량% 이하, 티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.1중량%, 바나듐(V): 0 초과 0.3중량% 이하, 붕소(B): 0.001 ~ 0.005중량%및 나머지 철(Fe)로 이루어진 강재를 열간 압연하는 단계; (b) 상기 열간 압연된 강재에 대하여 냉간 압연하는 단계; 및 (c) 상기 냉간 압연된 강재에 대하여 소둔, 제1 열처리 및 제2 열처리 공정을 순차적으로 수행하는 단계;를 포함하는 냉연 강판의 제조방법이며,
    상기 (a) 내지 (c) 단계를 수행하여 구현된 상기 냉연 강판의 최종 미세조직은 세멘타이트, 천이탄화물 및 미세석출물을 포함하되, 상기 천이탄화물은 철(Fe), 망간(Mn), 크롬(Cr) 또는 몰리브덴(Mo) 중의 어느 하나인 치환형원소와 탄소의 원자비가 2.5:1인 ε-탄화물 또는 상기 원자비가 2:1인 η-탄화물을 포함하며, 상기 미세석출물은 몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 또는 티타늄(Ti) 중의 어느 하나인 합금원소와 탄소의 원자비가 1:1이며,
    상기 세멘타이트는 상기 제1 열처리 중 형성되며, 상기 천이탄화물은 상기 제2 열처리 중 형성되며, 상기 미세석출물은 상기 열간 압연하는 단계 중 형성되는 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 (a) 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1300℃, 마무리 압연 온도: 800 ~ 1000℃, 권취온도: 500 ~ 650℃인 조건에서 열간 압연하는 단계를 포함하고,
    상기 (c) 단계는 소둔 온도: 800 ~ 900℃, 제1 열처리 온도: 100 ~ 300℃인 조건으로 수행하되, 상기 제2 열처리 공정은 하기 수식1을 만족하는 제2 열처리 온도(T)로 제2 열처리 유지시간(t) 동안 유지하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판의 제조방법.
    수식1: 3800 ≤ (T + 300) × (10 + log(t)) ≤ 5650
    (단, 상기 T의 단위는 ℃, 상기 t의 단위는 시간(hour)임)
  8. 제 6 항에 있어서,
    상기 (a) 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1300℃, 마무리 압연 온도: 800 ~ 1000℃, 권취온도: 500 ~ 650℃인 조건에서 열간 압연하는 단계를 포함하고,
    상기 (c) 단계는 도금 공정을 수행하는 단계를 포함하되, 소둔 온도: 800 ~ 900℃, 제1 열처리 온도: 450 ~ 600℃인 조건으로 수행하며, 상기 제2 열처리 공정은 하기 수식1을 만족하는 제2 열처리 온도(T)로 제2 열처리 유지시간(t) 동안 유지하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판의 제조방법.
    수식1: 3800 ≤ (T + 300) × (10 + log(t)) ≤ 5650
    (단, 상기 T의 단위는 ℃, 상기 t의 단위는 시간(hour)임)
  9. 제 6 항에 있어서,
    상기 (c) 단계는 상기 소둔 공정 후 상기 제1 열처리 온도까지 냉각한 후 상기 제1 열처리 공정을 수행하는 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판의 제조방법.
  10. 제 6 항에 있어서,
    상기 (c) 단계는 상기 제1 열처리 공정 후 상온까지 냉각한 후 승온하여 상기 제2 열처리 공정을 수행하는 것을 특징으로 하는,
    냉연 강판의 제조방법.
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