WO2024071522A1 - 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2024071522A1
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엄호용
김로사
김경민
맹한솔
이상욱
한성경
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현대제철 주식회사
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a manufacturing method thereof, and more specifically, to an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation and a manufacturing method thereof.
  • the technical problem to be achieved by the present invention is to provide an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation and a method of manufacturing the same.
  • the ultra-high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention to solve the above problem has the following weight percent: carbon (C): 0.1% to 0.30%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, manganese (Mn): 1.5.
  • the final microstructure matrix is martensite, not bainite.
  • the area fraction of the ferrite is 10% to 20%
  • the area fraction of the retained austenite is 10% to 20%
  • the area fractions of the tempered martensite and martensite are included as the remaining fraction. You can.
  • the ferrite includes carbide, and the carbide may have an average size of 50 nm or more and a density of 20 carbides/ ⁇ m 2 or less.
  • the product of tensile strength and elongation may not be less than 15,000 (MPa ⁇ %).
  • the method of manufacturing an ultra-high strength steel sheet according to an embodiment of the present invention to solve the above problem is by weight percentage, carbon (C): 0.1% ⁇ 0.30%, silicon (Si): 1.0% ⁇ 2.0%, manganese (Mn) ): 1.5% ⁇ 3.0%, aluminum (Al): more than 0 and less than or equal to 0.05%, total sum of at least one selected from niobium (Nb), titanium (Ti) and vanadium (V): more than 0 and less than or equal to 0.05%, phosphorus (P ): more than 0% ⁇ 0.02%, sulfur (S): more than 0% ⁇ 0.005%, nitrogen (N): more than 0% ⁇ 0.006%, and the remainder contains iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • manganese (Mn) ) 1.5% ⁇ 3.0%
  • manufacturing the hot rolled steel sheet includes preparing a steel slab having the alloy composition; Reheating the steel slab in the range of 1150 to 1250°C; Manufacturing a hot rolled steel sheet by hot finish rolling the reheated steel slab at a finish rolling temperature in the range of 850 to 1000°C; and winding the hot-rolled steel sheet at a temperature in the range of 500 to 700°C.
  • the step of annealing the cold-rolled steel sheet includes heating the cold-rolled steel sheet at a temperature increase rate in the range of 1 to 10°C/s for 40 seconds to 120°C at a temperature in the range of 820°C to 860°C. This can be performed by holding for a time in the seconds range.
  • the multi-stage cooling of the cold rolled steel sheet includes a first cooling step of slowly cooling the cold rolled steel sheet to an end temperature of 550 to 750°C at a cooling rate of 1 to 10°C/s; And it may include a secondary cooling step of rapidly cooling the cold rolled steel sheet to an end temperature of 200 to 260°C at a cooling rate of 50°C/s or more.
  • the partitioning heat treatment step includes heating the cooled cold-rolled steel sheet at a temperature increase rate of 20°C/s or more at a temperature in the range of 370°C to 460°C for a time ranging from 10 seconds to 240 seconds. It can be carried out by maintaining it for a while.
  • an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation and a manufacturing method thereof can be implemented.
  • Figure 1 is a photograph of the final microstructure of an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph showing the density of carbides in ferrite in the final microstructure of an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 3 is a flowchart showing a method of manufacturing an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention.
  • the main base of the TRIP steel is replaced with martensite rather than bainite to create a next-generation ultra-high strength automotive coated steel sheet that secures high strength and appropriate elongation. to provide.
  • the ultra-high strength steel sheet with excellent elongation has, in weight percent, carbon (C): 0.1% to 0.30%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, manganese (Mn): 1.5% to 3.0. %, aluminum (Al): more than 0 and less than 0.05%, total sum of at least one selected from niobium (Nb), titanium (Ti) and vanadium (V): more than 0 and less than 0.05%, phosphorus (P): more than 0% ⁇ 0.02%, sulfur (S): more than 0% to 0.005%, nitrogen (N): more than 0% to 0.006%, and the balance includes steel sheets made of iron (Fe) and other inevitable impurities. Below, the role and content of each component included in the steel sheet will be described.
  • Carbon (C) is the most important alloy element in steelmaking, and the main purpose of the present invention is to play a basic strengthening role and to stabilize austenite.
  • High carbon concentration in austenite improves austenite stability, making it easy to secure appropriate austenite to improve material. If the carbon content is less than 0.1% by weight of the total weight, the above-described effect cannot be achieved and sufficient strength cannot be secured. Conversely, when the carbon content exceeds 0.3% by weight of the total weight, there is a problem in that weldability and processability decrease due to an increase in carbon equivalent.
  • Silicon (Si) is an element that suppresses the formation of carbides, and especially plays a role in preventing material deterioration due to the formation of Fe 3 C. Additionally, silicon is well known as a ferrite stabilizing element, so ductility can be increased by increasing the ferrite fraction during cooling. In addition, it is known as an element that can secure strength by promoting martensite formation through austenite carbon enrichment. Meanwhile, 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 at an content ratio of 1.0 to 2.0% by weight of the total weight in the steel sheet constituting the ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention. If the silicon content is less than 1.0% by weight of the total weight, ductility cannot be secured and the above-described silicon addition effect cannot be properly achieved. Conversely, when the silicon content exceeds 2.0% by weight of the total weight and a large amount is added, oxide (SiO 2 ) is formed on the surface of the steel sheet, which may lead to a decrease in plating properties due to poor wettability of the relevant area, and a red color may appear 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 a major element that stabilizes austenite. As manganese is added, Ms, the starting temperature of martensite formation, gradually lowers, which can have the effect of increasing the retained austenite fraction during the continuous annealing process.
  • 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. It impairs the acid resistance and oxidation resistance of steel, but improves yield strength by making pearlite fine and strengthening ferrite in solid solution.
  • Manganese may be added at a content ratio of 1.5 to 3.0% by weight of the total weight in the steel sheet constituting the ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention. If the manganese content is less than 1.5% by weight, the above-mentioned effect of securing strength cannot be sufficiently achieved. In addition, if the manganese content exceeds 3.0% by weight, weldability may decrease due to an increase in carbon equivalent, and oxides (MnO) may be formed on the surface of the steel sheet during processing, which may cause deterioration of plating ability due to poor wettability of the corresponding area. This causes the formation of internal and external segregation zones in cast slabs and steel plates, causing the generation and propagation of cracks, thereby reducing bendability.
  • MnO oxides
  • Aluminum (Al) has a similar effect to silicon (Si) and mainly serves to strengthen solid solution and suppress carbide formation.
  • aluminum is an element mainly used as a deoxidizer, which promotes the formation of ferrite, improves elongation, and stabilizes austenite by increasing carbon concentration in austenite.
  • 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 a content ratio of more than 0 and less than 0.05% by weight of the total weight in the steel sheet constituting the ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention. If the aluminum (Al) content exceeds 0.05% by weight and is added excessively, aluminum inclusions increase, reducing playability, concentrating on the surface of the steel sheet, deteriorating plating properties, and forming AlN in the slab, causing hot rolling cracks. There is a problem.
  • Niobium (Nb), vanadium (V), and/or titanium (Ti) are major elements that precipitate in the form of carbides in steel, and in the present invention, retained austenite stability is secured through initial austenite grain refinement according to precipitate formation and The purpose is to improve strength, refine ferrite grains, and precipitate harden by the presence of precipitates in ferrite.
  • the total of at least one selected from niobium (Nb), vanadium (V), and titanium (Ti) exceeds 0 and is 0.05% by weight of the total weight of the steel sheet constituting the ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention. It is preferable to add it in the following content ratio.
  • the total of at least one selected from niobium (Nb), vanadium (V), and titanium (Ti) exceeds 0.05% by weight, problems of material deterioration and manufacturing cost increase occur, and the formation of coarse projectiles causes problems. A problem of grain coarsening appears, and the recrystallization temperature becomes too high, causing a non-uniform structure.
  • Phosphorus (P) plays a similar role to silicon (Si), and can increase strength through solid solution strengthening and perform the function of suppressing the formation of carbides.
  • the phosphorus may be added in a content ratio of more than 0 and less than 0.02% by weight of the total weight in the steel sheet constituting the ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention. If the phosphorus content exceeds 0.02% by weight, the weld zone becomes embrittled, brittleness occurs, press formability deteriorates, and impact resistance may decrease. Therefore, in the present invention, it is necessary to control the content to as low as possible.
  • Sulfur (S) 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 steel sheet constituting the ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention. If the sulfur content exceeds 0.005% by weight, the number of MnS inclusions increases, which deteriorates processability, and problems such as high-temperature cracks due to segregation during continuous casting and solidification may occur, so it is necessary to control the content to as low as possible in the present invention. .
  • Nitrogen (N) is a solid solution strengthening element that can increase the strength of steel sheets, and is generally an element mixed from the atmosphere. Its content must be controlled by the degassing process in the steelmaking process. If the nitrogen content exceeds 0.006% by weight, the weld zone becomes embrittled, low-temperature embrittlement occurs, press formability deteriorates, and impact resistance decreases. Therefore, it is necessary to control the nitrogen content to as low as possible in the present invention. .
  • the steel sheet has yield strength (YP): 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, and elongation (El ): It may be 14% or more.
  • the steel sheet may have a yield strength (YP) of 850 to 1070 MPa, a tensile strength (TS) of 1180 to 1250 MPa, and an elongation (El) of 14 to 20%.
  • the product of tensile strength and elongation may not be less than 15,000 (MPa ⁇ %).
  • the product of tensile strength and elongation is at a level of 15,000 (MPa ⁇ %) or more, which is generally more than twice the value of 7,000 (MPa ⁇ %), which is the product of the tensile strength and total elongation at the corresponding strength level. It is understandable that it can have superior formability than ultra-high-strength steel.
  • Figure 1 is a photograph of the final microstructure of an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention
  • Figure 2 is a photograph of the final microstructure of an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention. This is a picture showing the density of my carbide.
  • the final microstructure of the steel sheet consists of tempered martensite, martensite, ferrite, and retained austenite.
  • the final microstructure is characterized in that the matrix is martensite rather than bainite.
  • the area fraction of the ferrite is 10% to 20%
  • the area fraction of the retained austenite is 10% to 20%
  • the area fractions of the tempered martensite and martensite may be included as the remaining fraction.
  • the ferrite includes carbide, and the carbide may have a density of 20 carbides/ ⁇ m 2 or less with an average size of 50 nm or more.
  • Figure 3 is a flowchart showing a method of manufacturing an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention.
  • the method of manufacturing a steel sheet according to an embodiment of the present invention is calculated by weight percentage, carbon (C): 0.1% to 0.30%, silicon (Si): 1.0% to 2.0%, manganese (Mn): 1.5% to 3.0%, aluminum (Al): more than 0 and less than or equal to 0.05%, total sum of at least one selected from niobium (Nb), titanium (Ti) and vanadium (V): more than 0 and less than or equal to 0.05%, phosphorus (P): Manufacturing hot rolled steel sheets containing more than 0% to 0.02%, sulfur (S): more than 0% to 0.005%, nitrogen (N): more than 0% to 0.006%, and the balance containing iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • C carbon
  • Si silicon
  • Mn manganese
  • Al aluminum
  • Al aluminum
  • Al more than 0 and less than or equal to 0.05%
  • the step of manufacturing the hot rolled steel sheet (S100) includes preparing a steel slab having the alloy composition; Reheating the steel slab in the range of 1150 to 1250°C; Manufacturing a hot rolled steel sheet by hot finish rolling the reheated steel slab at a finish rolling temperature in the range of 850 to 1000°C; and winding the hot-rolled steel sheet at a temperature in the range of 500 to 700°C.
  • the step of manufacturing the hot rolled steel sheet (S100) may include reheating the steel at 1150 to 1250°C.
  • a slab of steel having the composition of the present invention is reheated to a temperature of Ac3 or higher to re-dissolve the components at the time of casting. If the reheating temperature is low, the hot rolling load may increase, and if it is high, charging and discharging from the heating furnace may be difficult due to slab warping.
  • the steel is reheated at the above-mentioned temperature, components segregated during the continuous casting process may be re-dissolved.
  • the reinforcing elements When trying to improve strength through precipitation and solid solution strengthening, the reinforcing elements must be sufficiently dissolved in austenite before hot rolling, and for this reason, it is necessary to heat the steel to 1150°C or higher. If the reheating temperature is lower than 1150°C, the hot rolling load may increase, various carbides may not be sufficiently dissolved, and there may be a problem in which segregated components are not distributed sufficiently evenly during the continuous casting process.
  • the reheating temperature exceeds 1250°C
  • the reheating temperature exceeds 1250°C
  • charging and discharging from the heating furnace may be difficult due to slab bending, heating costs increase and process time is added, which may lead to increased manufacturing costs and reduced productivity.
  • the step (S100) of manufacturing the hot rolled steel sheet involves hot rolling under the conditions of a finish rolling temperature (FDT) of 850 to 1000°C, a cooling rate of 10 to 30°C/s, and a coiling temperature (CT) of 500 to 700°C. May include steps. Because it is a high alloy steel, it is necessary to reduce edge tearing and rolling load as much as possible to ensure mass production, so the rolling finishing temperature and coiling temperature can be set to a high temperature range. Finish rolling temperature (FDT) is a very important factor affecting the final material, and rolling at 850 ⁇ 1000°C is the temperature at which austenite can be refined.
  • FDT finish rolling temperature
  • CT coiling temperature
  • the hot rolling temperature is lower than 850°C, the rolling load increases during rolling and a mixed structure at the edge may occur.
  • 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 10 to 30°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 700°C, the difference in cooling rates between the center and the edge of the steel sheet may cause non-uniform microstructure and oxidation of the inside of the grain boundaries may occur.
  • the step of annealing the cold-rolled steel sheet includes heating the cold-rolled steel sheet at a temperature increase rate in the range of 1 to 10°C/s for 40 seconds to 120°C at a temperature in the range of 820°C to 860°C. This can be performed by holding for a time in the seconds range.
  • the step of multi-stage cooling the cold rolled steel sheet includes a first cooling step of slowly cooling the cold rolled steel sheet to an end temperature of 550 to 750°C at a cooling rate of 1 to 10°C/s; And a secondary cooling step of rapidly cooling the cold rolled steel sheet to an end temperature of 200 to 260°C at a cooling rate of 50°C/s or more.
  • the partitioning heat treatment step includes heating the cooled cold-rolled steel sheet at a temperature increase rate of 20°C/s or more at a temperature in the range of 370°C to 460°C for a time ranging from 10 seconds to 240 seconds. It can be carried out by maintaining it for a while.
  • the hot-rolled steel sheet After performing the step of manufacturing a hot-rolled steel sheet (S100) and before performing the step of manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the softening heat-treated steel sheet (S300), the hot-rolled steel sheet is constantly heated at a temperature in the range of 500 to 650 ° C.
  • a softening heat treatment step (S200) can be performed while maintaining the heat treatment.
  • composition systems used in the present invention are high-alloy steels containing a lot of alloy elements such as manganese, the hardenability of the material is delayed. Therefore, during hot rolling completion and cooling to room temperature, the hard phase martensite is formed without the formation of the soft phase ferrite and pearlite. Because the strength of hot-rolled materials is very high, softening heat treatment is performed after hot-rolling. If the strength of the hot rolled sheet is high, problems such as thickness hunting and shape defects may occur during cold rolling. Therefore, for cold rolling work efficiency, the hot rolled sheet is softened through softening heat treatment to ensure cold rolling properties.
  • Table 1 shows the specific process conditions of the softening heat treatment step (S200).
  • the softening heat treatment step (S200) is, for example, raising the temperature to 500 to 650°C at a temperature increase rate of 30 to 80°C/hr and then maintaining the temperature at a constant temperature for 2 to 16 hours, Thereafter, a step of cooling to room temperature at a cooling rate of 30 to 60°C/hr may be included.
  • heat treatment is performed for a sufficient period of time in the range of 500 to 650°C. If the softening heat treatment temperature is lower than 500°C, the martensite formed after hot rolling does not recrystallize and only tempers, and the supersaturated carbon in the structure is formed and spheroidized in the form of cementite ( ⁇ ). In this case, the brittleness of martensite may develop, so safety accidents such as plate breakage may occur during cold rolling. If the softening heat treatment temperature is higher than 650°C, excessive austenite is formed during the softening heat treatment, and martensite is formed during cooling, which does not effectively reduce the strength. Therefore, the temperature range is controlled to 500 ⁇ 650°C, The strength can be reduced.
  • the step (S300) of manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling the softening heat treated steel sheet is performed using hot rolled material to match the thickness of the final produced steel sheet.
  • a pickling process may be performed before cold rolling.
  • the reduction rate of the cold rolling process is performed to meet the final product specifications and can be controlled, for example, to 40 to 60%. The higher the cold reduction rate, the better the formability due to the tissue refinement effect. In cold rolling, if the reduction is less than 40%, it is difficult to obtain a uniform microstructure, and if the design is over 60%, the roll force increases and the process load increases.
  • the cold rolled steel sheet is heated at a temperature increase rate in the range of 1 to 10°C/s for a time ranging from 40 seconds to 120 seconds at an annealing temperature in the range of 820°C to 860°C. It may include steps to maintain and perform.
  • the annealing start temperature and annealing maintenance period are performed under ideal range conditions for austenite and ferrite.
  • heat treatment is performed in the ideal region section to obtain the target final material of the steel sheet by securing an appropriate fraction of ferrite and securing ideal ferrite, tempered martensite, and retained austenite in the final microstructure.
  • a step (S500) of multi-stage cooling of the annealed heat-treated cold-rolled steel sheet to a temperature in the range of 200 to 260° C. is performed.
  • the multi-stage cooling of the cold rolled steel sheet (S500) includes a first cooling step of slowly cooling the cold rolled steel sheet to an end temperature of 550 to 750°C at a cooling rate of 1 to 10°C/s; And a secondary cooling step of rapidly cooling the cold rolled steel sheet to an end temperature of 200 to 260°C at a cooling rate of 50°C/s or more.
  • the first cooling step is a step of slowly cooling after annealing heat treatment. This is to ensure plasticity of the final microstructure by attempting to secure a certain amount of ferrite in the final microstructure during the heat treatment process.
  • the secondary cooling step may include rapidly cooling at a cooling rate of 70°C/s or more after the primary cooling step, for example, to a quenching end temperature of 200°C or more but less than 260°C. This is to facilitate securing the final material by transforming austenite in the microstructure into martensite after slow cooling through control of the rapid cooling end temperature.
  • a cooling rate of 70°C/s or more is required to suppress phase transformation that may occur during the rapid cooling process. do.
  • a partitioning heat treatment step (S600) is performed on the multi-stage cooled cold-rolled steel sheet at a temperature ranging from 370°C to 460°C.
  • the partitioning heat treatment step (S600) can be performed by heating the cooled cold-rolled steel sheet at a temperature increase rate of 20°C/s or more and maintaining it at a temperature in the range of 370°C to 460°C for a time in the range of 10 seconds to 240 seconds. there is.
  • the purpose of the partitioning heat treatment step (S600) is to secure strength and elongation through carbon enrichment in retained austenite and martensite tempering, and finally, to maintain the final microstructure composition.
  • the partitioning heat treatment step (S600) may include, for example, maintaining the temperature in a reheating section above 400°C and below 460°C for less than 60 seconds.
  • the final steel sheet can be produced by immersing the steel sheet in a Zn-Mg-Al plating bath and cooling it to room temperature.
  • the ultra-high strength steel sheet of the present invention implemented by performing the above-described steps may have yield strength (YP): 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, and elongation (El): 14% or more.
  • elongation (El) may be 14 to 20%.
  • the product of tensile strength and elongation may not be less than 15,000 (MPa ⁇ %).
  • the product of tensile strength and elongation is at a level of 15,000 (MPa ⁇ %) or more, which is generally more than twice the value of 7,000 (MPa ⁇ %), which is the product of the tensile strength and total elongation at the corresponding strength level. It is understandable that it can have superior formability than ultra-high-strength steel.
  • the fracture of the part that occurs in ultra-high strength materials is influenced by cup formability and bi-axial stretchability, which can be confirmed in a general forming limit diagram. It can be explained by evaluation criteria such as hole expansion ratio, which cannot be confirmed from the forming limit, and generally, the better the result of the above formability evaluation for sheet materials for processing car body parts, the more complex the forming structure is. It can be applied.
  • formability indices act as important factors when forming car body parts, which are mainly performed by pressing.
  • ultra-high strength materials tend to have lower elongation as strength increases, and a special molding process is applied to form these ultra-high strength materials. Materials are being developed by applying deformation mechanisms that can further secure formability.
  • a steel species developed to improve ultra-high-strength steel with structures other than ferrite and martensite is a transformation organic plastic steel (transformation organic plastic steel) that secures residual austenite in the final structure and secures strength and elongation through residual austenite phase transformation that occurs during plastic deformation. Transformation induced plasticity steel).
  • transformation organic plastic steel transformation organic plastic steel
  • Transformation induced plasticity steel the area ratio of retained austenite contained in the final microstructure is small, so it is difficult to significantly improve formability.
  • the aim was to improve the formability of ultra-high-strength steel by securing retained austenite in the final microstructure, and the final microstructure of the manufactured steel sheet consists of ferrite, retained austenite, and tempered martensite (see Figure 1). ).
  • retained austenite it is a structure that is easy to secure the strength and elongation of the steel sheet and formability through the transformation induced plasticity mechanism, but if it is excessively contained, excessive alloying elements may be required to ensure stability to implement the transformation induced plasticity mechanism. Therefore, it is desirable to limit the amount to 10 to 20%, ferrite is 10 to 20%, and the remainder is martensite/tempered martensite.
  • Method 1 In order to secure residual austenite in the final microstructure after annealing and plating heat treatment, steelmaking, casting, hot rolling, and cold rolling are performed using a composition system that optimally controls carbon and manganese, which are austenite stabilizing elements.
  • Second method Using the secured cold-rolled coil, secure the microstructure proposed in the present invention through biphasic annealing, quenching, and reheating heat treatment control.
  • the final microstructure was set according to the following principle, and process optimization to realize it was performed through simulation tests.
  • Second design direction In securing elongation, a plan is to secure elongation by securing the soft phase (ferrite) in the final microstructure of existing ultra-high-strength steel, and the residual austenite used in transformation organic plasticity steel is further secured in the final microstructure.
  • the present invention applies biphasic annealing, quenching, reheating heat treatment, and continuous plating processes to obtain heat treatment process conditions for cold-rolled steel sheets with final microstructures of ferrite, retained austenite, and tempered martensite. could be established.
  • Ferrite in the final microstructure can occur in two stages during the heat treatment process: annealing and slow cooling. If the annealing zone is set to a single-phase zone, it enters the two-phase zone during slow cooling and a phase transformation from austenite to ferrite is possible, but the amount is insignificant because the time is very short, and in this case, a sufficient amount of ferrite targeted in the invention is required. cannot be formed.
  • the annealing temperature is set to the ideal range and the slow cooling end temperature is set to more than 550 °C and less than 750 °C, and preferably the annealing temperature is 820 °C ⁇ 860 °C, and the annealing temperature is set to 820 °C ⁇ 860 °C.
  • the temperature can be specified between 600°C and 700°C.
  • a quenching speed of 70°C/s or more and a quenching end temperature of 200°C or more but less than 260°C are specified. More preferably, the quenching end temperature can be set to 210°C to 250°C.
  • the reheating heat treatment temperature can be specified to be greater than 370°C and less than 460°C, more preferably 400°C to 430°C.
  • the annealing temperature increase rate is 1 to 10°C/s; 40 seconds to 120 seconds, slow cooling rate 1 to 10°C/s, reheating temperature increase rate; holding time 20°C/s or more; It is specified as 10 seconds or more, and preferably the annealing temperature increase rate; the holding time is 1 to 5°C/s; 50 seconds to 110 seconds, slow cooling rate 5 to 10°C/s, reheating temperature increase rate; holding time 30°C/s; or more; It can be specified from 10 seconds to 240 seconds.
  • control of carbides formed in the final microstructure is necessary to ensure optimal retained austenite stability.
  • the present invention includes the concept of securing the final microstructure of the first design direction and the second design direction, and at the same time secures the target material by controlling phase transformation according to plastic deformation behavior through stability control of retained austenite, which is the main material securing structure. I wanted to proceed.
  • a series of heat treatment processes especially annealing and reheating processes, it is important to include an appropriate amount of austenite stabilizing elements in the austenite structure. To achieve this, the decrease in diffusion of austenite stabilizing elements due to the formation of unnecessary inclusions must be suppressed to achieve the final result after heat treatment. As a result, retained austenite with sound stability is formed within the microstructure.
  • carbides are mainly found in martensite and ferrite phases, and in particular, in the present invention, the formation and growth of carbides occurs significantly during the reheating heat treatment process after annealing and cooling.
  • the formation of carbides is mainly caused by two factors: 1) phase transformation of austenite after rapid cooling to some bainite during the reheating heat treatment process, and 2) tempering of martensite during the reheating heat treatment process. In this case, the formation of carbides through the addition of silicon in the steel. minimize.
  • the aim was to secure the stability of retained austenite by minimizing the amount of carbides formed in the final microstructure.
  • the optimal material can be secured when the density of ferrite carbides (average size 50 nm or more) is 20/ ⁇ m 2 or less (see FIG. 2). Additionally, these carbides in ferrite (soft phase) may act as crack formation points when strain is applied, which may be detrimental to formability.
  • the component system in Table 2 is the composition of the ultra-high strength steel sheet with excellent elongation according to an embodiment of the present invention, and is expressed in weight%, carbon (C): 0.1% ⁇ 0.30%, silicon (Si): 1.0% ⁇ 2.0%, Manganese (Mn): 1.5% to 3.0%, Aluminum (Al): more than 0 and less than 0.05%, total sum of at least one selected from niobium (Nb), titanium (Ti) and vanadium (V): more than 0 and less than 0.05%, Phosphorus (P): more than 0% to 0.02%, sulfur (S): more than 0% to 0.005%, nitrogen (N): more than 0% to 0.006%, and the balance satisfies the composition of iron (Fe).
  • Table 3 shows the process conditions applied in this experimental example with the alloy composition shown in Table 2.
  • the softening heat treatment in Table 3 corresponds to the softening heat treatment step (S200) shown in FIG. 3
  • the annealing corresponds to the annealing heat treatment step (S400) shown in FIG. 3
  • the slow cooling and rapid cooling are performed in multiple stages shown in FIG. It corresponds to the cooling step (S500)
  • reheating corresponds to the partitioning heat treatment step (S600).
  • the same conditions were applied within the range of process conditions described in the manufacturing method of the ultra-high strength steel sheet of the present invention described above.
  • Table 4 shows the microstructure and physical properties derived from this experimental example according to Tables 2 and 3.
  • the criteria for achieving the material are yield strength (YP): 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, elongation (El): 14% or more, area fraction of ferrite: 10% to 20%, residual Area fraction of austenite: 10% to 20%, area fraction of tempered martensite/martensite: remaining fraction, density of carbides with an average size of 50 nm or more in ferrite: 20 pieces/ ⁇ m 2 or less.
  • Experimental Example 1 Experimental Example 2, Experimental Example 4, Experimental Example 6, and Experimental Example 8 are examples of the present invention, softening heat treatment temperature: 500 to 650°C, annealing temperature increase rate: 1 ⁇ 10°C/s, annealing temperature: 820°C ⁇ 860°C, annealing holding time: 40 seconds ⁇ 120 seconds, slow cooling rate: 1 ⁇ 10°C/s, slow cooling end temperature: 550 ⁇ 750°C, rapid cooling rate: Satisfies the process conditions of over 50°C/s, rapid cooling end temperature: 200 ⁇ 260°C, reheating temperature increase rate: over 20°C/s, reheating temperature: 370°C ⁇ 460°C, reheating holding time: 10 seconds ⁇ 240 seconds, Accordingly, the final microstructure consists of tempered martensite, martensite, ferrite, and retained austenite, with the area fraction of the ferrite being 10% to 20% and the area fraction of the retained austenite being 10% to 20%.
  • the ferrite includes carbide, and the carbide has a density of carbide with an average size of 50 nm or more of 20/ ⁇ m 2 or less, and , yield strength (YP): 850 ⁇ 1070 MPa, tensile strength (TS): 1180 ⁇ 1250 MPa, elongation (El) is 14 ⁇ 20%, and the product of tensile strength and elongation is in the range of 15,000 (MPa ⁇ %) or more.
  • Experimental Example 3 as a comparative example of the present invention, does not satisfy but exceeds the range of annealing temperature: 820°C to 860°C, and accordingly, the area fraction of ferrite is 10% to 20%.
  • the product value does not satisfy the range of 15,000 (MPa ⁇ %) or more and falls below.
  • the annealing zone is set to a single-phase zone, it enters the two-phase zone during slow cooling and a phase transformation from austenite to ferrite is possible, but the amount is insignificant because the time is very short, and in this case, the sufficient amount targeted by the invention is possible. Ferrite cannot be formed and the elongation rate decreases.
  • Experimental Example 5 is a comparative example of the present invention, and the slow cooling end temperature does not satisfy the range of 550 to 750°C but exceeds the range, and accordingly, the area fraction of ferrite does not satisfy the range of 10% to 20% and falls below the range.
  • Experimental Example 7 is a comparative example of the present invention, and does not satisfy the range of quenching cooling end temperature: 200 ⁇ 260 °C, but exceeds, and accordingly, the area fraction of retained austenite does not satisfy the range of 10% ⁇ 20%.
  • Experimental Example 9 is a comparative example of the present invention, and does not satisfy the range of reheating temperature: 370 °C ⁇ 460 °C, but exceeds, and accordingly, yield strength (YP): does not satisfy the range of 850 ⁇ 1070 MPa, but exceeds,
  • yield strength (YP) does not satisfy the range of 850 ⁇ 1070 MPa, but exceeds
  • the elongation (El) does not satisfy the range of 14 to 20% and falls below, and the value of the product of tensile strength and elongation falls below the range of 15,000 (MPa ⁇ %) or more.
  • Experimental Examples 10 and 11 do not satisfy the range of softening heat treatment temperature: 500 to 650°C and fall below, and accordingly, the density of carbides with an average size of 50nm or more in ferrite: 20/ It does not satisfy the range of ⁇ m 2 or less but exceeds it, and the elongation (El) does not satisfy the range of 14 to 20% and falls below it.

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Abstract

본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.30%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 페라이트, 및 잔류 오스테나이트로 이루어지고, 항복강도(YP): 850 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상인 것을 특징으로 하는, 초고강도 강판을 제공한다.

Description

초고강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 강판은 사용자의 안전 확보 및 차체 경량화를 위한 강도 증가 및 가공을 용이하도록 연신율 확보에 초점을 맞춰 개발되어 왔다. 현재 사용되고 있는 일반적인 초고강도 강은 페라이트 및 마르텐사이트의 두 가지 상으로 연신율을 확보하는 이상강(Dual-phase steel) 및 소성 변형 시 최종 조직 내 잔류 오스테나이트의 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이 존재하고 있으나, 혼합 법칙(Rule of mixture)의 한계를 벗어날 수 없는 이상강 및 주 기지가 베이나이트(Bainite)로 구성되어 상대적으로 강도가 떨어지는 변태유기소성강 기반의 개발은 한계점에 도달되어 있는 상태이다. 따라서, 해당 변태유기소성강의 미세조직을 개선하여 초고강도 및 높은 성형성을 확보하는 차세대 초고강도 자동차 강판 개발 방향이 각 제강 업체의 주목을 받고 있다.
관련 선행 기술로는 일본공개특허 제2005-105367호가 있다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.30%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 페라이트, 및 잔류 오스테나이트로 이루어지고, 항복강도(YP): 850 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상이다.
상기 초고강도 강판에서, 상기 최종 미세조직은 기지(matrix)가 베이나이트가 아닌 마르텐사이트이다.
상기 초고강도 강판에서, 상기 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20%이고, 상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은 10% ~ 20%이고, 상기 템퍼드 마르텐사이트와 마르텐사이트의 면적분율은 나머지 분율로서 포함될 수 있다.
상기 초고강도 강판에서, 상기 페라이트는 탄화물을 포함하되, 상기 탄화물은 평균크기가 50nm 이상인 탄화물의 밀도가 20개/㎛2 이하일 수 있다.
상기 초고강도 강판에서, 인장강도와 연신율의 곱의 값은 15,000(MPa·%) 보다 작지 않을 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 초고강도 강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.30%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 500 ~ 650℃ 범위의 온도에서 일정하게 유지하여 연화열처리하는 단계; 상기 연화열처리된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 820 ~ 860℃ 범위의 온도에서 소둔 열처리하는 단계; 상기 냉연강판을 200 ~ 260℃ 범위의 온도까지 다단 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 370℃ ~ 460℃ 범위의 온도에서 파티셔닝 열처리하는 단계;를 포함한다.
상기 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 열연강판을 제조하는 단계는, 상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1150 ~ 1250℃ 범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850 ~ 1000℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 500 ~ 700℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계는, 상기 냉연강판을 1 ~ 10℃/s 범위의 승온속도로 가열하여 820℃ ~ 860℃의 범위의 온도에서 40초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
상기 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계는, 상기 냉연강판을 1 ~ 10℃/s의 냉각속도로 550 ~ 750℃의 종료온도까지 서냉하는 1차 냉각 단계; 및 상기 냉연강판을 50℃/s 이상의 냉각속도로 200 ~ 260℃의 종료온도까지 급랭하는 2차 냉각 단계;를 포함할 수 있다.
상기 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 파티셔닝 열처리하는 단계는, 상기 냉각된 냉연강판을 20℃/s 이상의 승온속도로 가열하여 370℃ ~ 460℃의 범위의 온도에서 10초 ~ 240초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 구현할 수 있다.
물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판의 최종 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판의 최종 미세조직에서 페라이트 내 탄화물의 밀도를 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따르는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 나타내는 순서도이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 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.
자동차용 강판은 사용자의 안전 확보 및 차체 경량화를 위한 강도 증가 및 가공을 용이하도록 연신율 확보에 초점을 맞춰 개발되어 왔다. 현재 사용되고 있는 일반적인 초고강도 강은 페라이트 및 마르텐사이트의 두 가지 상으로 연신율을 확보하는 이상강(Dual-phase steel) 및 소성 변형 시 최종 조직 내 잔류 오스테나이트의 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이 존재하고 있으나, 혼합 법칙(Rule of mixture)의 한계를 벗어날 수 없는 이상강 및 주 기지가 베이나이트(Bainite)로 구성되어 상대적으로 강도가 떨어지는 변태유기소성강 기반의 개발은 한계점에 도달되어 있는 상태이다. 따라서, 해당 변태유기소성강의 미세조직을 개선하여 초고강도 및 높은 성형성을 확보하는 차세대 초고강도 자동차 강판 개발 방향이 각 제강 업체의 주목을 받고 있다.
본 발명에서는 기존의 트립(TRIP)강의 기계적 성질의 한계점을 극복하기 위하여 트립(TRIP)강의 주요기지를 베이나이트가 아닌 마르텐사이트로 치환하여 고강도 및 적절한 연신율을 확보하는 차세대 초고강도 자동차용 도금강판을 제공한다.
이하에서 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판에 대하여 상세하게 설명한다.
강판
본 발명의 일 실시예에 따르는 연신율이 우수한 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.30%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강판을 포함한다. 이하에서는, 상기 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
탄소(C)
탄소(C)는 제강에 있어 가장 중요한 합금 원소이며, 본 발명에서는 기본적인 강화 역할 및 오스테나이트 안정화를 주요 목적으로 한다. 오스테나이트 내 높은 탄소 농도는 오스테나이트 안정도를 향상시켜 재질 향상을 위한 적절한 오스테나이트 확보에 용이하다. 탄소의 함량이 전체 중량의 0.1중량% 미만일 경우에는 상술한 효과를 구현할 수 없으며 충분한 강도를 확보하지 못하는 문제점이 나타난다. 반대로, 탄소의 함량이 전체 중량의 0.3중량%를 초과할 경우에는 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락 및 가공성의 저하가 나타나는 문제점이 있다.
규소(Si)
규소(Si)는 탄화물 형성을 억제하는 원소이며 특히 Fe3C 형성에 따른 재질 저하 방지에 그 역할이 있다. 또한, 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 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 1.0 ~ 2.0중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 규소의 함량이 전체 중량의 1.0중량% 미만일 경우에는 연성을 확보할 수 없으며 상술한 규소 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 규소의 함량이 전체 중량의 2.0중량%를 초과하여 다량 첨가 시 강판 표면에 산화물(SiO2)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있으며, 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 오스테나이트 안정화를 하는 주요 원소이다. 망간이 첨가됨에 따라 마르텐사이트 형성 시작 온도인 Ms가 점차 낮아지게 되어 연속 어닐링 공정 진행 시 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 효과를 가져올 수 있다. 또한 망간은 저온 변태상의 형성을 용이하게 하며 고용강화로 강도를 상승시키는 효과를 제공하는 원소이다. 강의 내산성과 내산화성을 저해하지만 펄라이트가 미세해지고 페라이트를 고용강화 시킴으로써 항복강도를 향상시킨다.
망간은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 1.5 ~ 3.0중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 망간의 함량이 1.5중량% 보다 작을 경우, 상술한 강도 확보의 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 또한, 망간의 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우, 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락 및 공정 시 강판 표면에 산화물(MnO)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 유발할 수 있으며, 연속주조 슬라브 및 강판의 내외부 편석대를 형성하고 크랙의 발생과 전파를 유발하여 굽힘성을 저하시키는 문제점이 나타난다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 규소(Si)와 비슷한 작용을 하며, 주로 고용 강화 및 탄화물 형성을 억제하는 역할을 한다. 또한, 알루미늄은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 페라이트 형성을 촉진하며 연신율을 향상시키며, 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 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 0 초과 0.05중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.05중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 알루미늄 개재물이 증가하여 연주성을 저하시키며 강판의 표면에 농화되어 도금성이 저하되고 슬라브내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다.
니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상
니오븀(Nb), 바나듐(V) 및/또는 티타늄(Ti)은 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 주요 원소이며, 본 발명에서는 석출물 형성에 따른 초기 오스테나이트 결정립 미세화를 통한 잔류 오스테나이트 안정도 확보 및 강도 향상, 페라이트 결정립 미세화 및 페라이트 내 석출물의 존재에 의한 석출 경화에 그 목적이 있다.
상기 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 0 초과 0.05중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합이 0.05중량%를 초과할 경우, 재질 저하 및 제조 원가 상승의 문제점이 나타나며, 조대한 탄출물의 형성에 따른 결정립 조대화의 문제점이 나타나며, 재결정 온도가 지나치게 올라가 불균일 조직을 유발하는 문제점이 나타난다.
인(P)
인(P)은 규소(Si)와 유사한 역할을 하며, 고용강화에 의해 강도의 강도를 높이며, 탄화물의 형성을 억제하는 기능을 수행할 수 있다. 상기 인은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 0 초과 0.02중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 인의 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 취성이 유발되며 프레스 성형성이 저하되고 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서는 가능한 낮은 함량으로 제어할 필요성이 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 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 0 초과 0.005중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 황의 함량이 0.005중량%를 초과할 경우, MnS 개재물 수가 증가하여 가공성이 열위되며, 연속주조 응고 중에 편석되어 고온 크랙이 발생하는 문제점이 발생할 수 있으므로, 본 발명에서 가능한 낮은 함량으로 제어할 필요성이 있다.
질소(N)
질소(N)는 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 고용강화 원소이며, 일반적으로 대기로부터 혼입되는 원소이다. 그 함량은 제강 공정의 탈가스 공정으로 제어되어야 한다. 질소의 함량이 0.006중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 저온취성이 유발되며 프레스 성형성이 저하되고 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서 가능한 낮음 함량으로 제어할 필요성이 있다.
상술한 바와 같은, 합금 원소 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판에서 강판은 항복강도(YP): 850 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상일 수 있다. 예를 들어, 상기 강판은 항복강도(YP): 850 ~ 1070MPa, 인장강도(TS): 1180 ~ 1250MPa이며, 연신율(El)은 14 ~ 20%일 수 있다. 나아가, 인장강도와 연신율의 곱은 15,000 (MPa·%)보다 작지 않을 수 있다. 본 발명에서는 인장강도와 연신율의 곱이 15,000 (MPa·%) 이상 수준으로 일반적으로 해당 강도 수준의 인장 강도와 총 연신율의 곱의 값인 7,000 (MPa·%)을 2배 이상 상회하는바, 동일 강도 기존 초고장력강보다 우월한 성형성을 가질 수 있음을 이해할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판의 최종 미세조직을 촬영한 사진이고, 도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판의 최종 미세조직에서 페라이트 내 탄화물의 밀도를 나타내는 사진이다.
도 1 및 도 2를 참조하면, 상기 강판의 최종 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 페라이트, 및 잔류 오스테나이트로 이루어진다. 상기 최종 미세조직은 기지(matrix)가 베이나이트가 아닌 마르텐사이트인 것을 특징으로 한다. 상기 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20%이고, 상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은 10% ~ 20%이고, 상기 템퍼드 마르텐사이트와 마르텐사이트의 면적분율은 나머지 분율로서 포함될 수 있다. 나아가, 상기 페라이트는 탄화물을 포함하되, 상기 탄화물은 평균크기가 50nm 이상인 탄화물의 밀도가 20개/㎛2 이하일 수 있다.
이하에서는 상술한 조성과 물성 및 미세조직을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 설명한다.
강판의 제조방법
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따르는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 나타내는 순서도이다.
도 3을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따르는 강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.30%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계(S100); 상기 열연강판을 500 ~ 650℃ 범위의 온도에서 일정하게 유지하여 연화열처리하는 단계(S200); 상기 연화열처리된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S300); 상기 냉연강판을 820 ~ 860℃ 범위의 온도에서 소둔 열처리하는 단계(S400); 상기 냉연강판을 200 ~ 260℃ 범위의 온도까지 다단 냉각하는 단계(S500); 및 상기 냉각된 냉연강판을 370℃ ~ 460℃ 범위의 온도에서 파티셔닝 열처리하는 단계(S600);를 포함한다.
상기 열연강판을 제조하는 단계(S100)는, 상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1150 ~ 1250℃ 범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850 ~ 1000℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 500 ~ 700℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 열연강판을 제조하는 단계(S100)는, 상기 강재를 1150 ~ 1250℃에서 재가열하는 단계를 포함할 수 있다. 본 발명의 조성을 갖는 강재의 슬라브를 Ac3 이상의 온도로 재가열하여 주조 당시 성분을 재고용한다. 재가열 온도가 낮을 경우 열간 압연 부하가 커질 수 있고, 높을 경우 슬라브 휨으로 인해 가열로에서 장입 및 토출이 어려울 수 있다. 상기 강재는 상술한 온도에서 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. 재가열 온도가 1150℃보다 낮을 경우, 열간 압연 부하가 커질 수 있고, 각종 탄화물의 고용이 충분하지 않을 수 있으며, 연속주조 공정 시 편석된 성분들이 충분히 고르게 분포되지 않는 문제가 있을 수 있다.
하지만 재가열 온도가 1250℃를 넘는 온도로는 오스테나이트 조대화나 탈탄 등 악영향이 있고 목적하는 강도를 얻을 수 없다. 즉, 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우, 매우 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 또한, 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우 슬라브 휨으로 인해 가열로에서 장입 및 토출이 어려울 수 있으며, 가열 비용이 증가하고 공정 시간이 추가되어, 제조비용 상승 및 생산성 저하를 가져올 수 있다.
상기 열연강판을 제조하는 단계(S100)는, 마무리 압연 온도(FDT)가 850 ~ 1000℃, 냉각속도는 10 ~ 30℃/s, 권취온도(CT)가 500 ~ 700℃인 조건으로 열간 압연하는 단계를 포함할 수 있다. 고합금강이기 때문에 양산성 확보를 위해 에지터짐 및 압연부하를 최대한 저감할 필요가 있기에 압연마무리온도 및 권취온도를 고온 범위로 설정할 수 있다. 마무리 압연 온도(FDT)는 최종 재질에 미치는 매우 중요한 인자로 850 ~ 1000℃에서의 압연은 오스테나이트를 미세화할 수 있는 온도이다.
그러나, 열간 압연 온도가 850℃ 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 10 ~ 30℃/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 700℃ 보다 높은 경우, 강판의 중심부와 엣지부의 냉각속도 차이에 의한 불균일 미세조직을 야기하며, 입계 내부가 산화되는 문제점이 발생할 수 있다.
상기 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계는, 상기 냉연강판을 1 ~ 10℃/s 범위의 승온속도로 가열하여 820℃ ~ 860℃의 범위의 온도에서 40초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
상기 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계는, 상기 냉연강판을 1 ~ 10℃/s의 냉각속도로 550 ~ 750℃의 종료온도까지 서냉하는 1차 냉각 단계; 및 상기 냉연강판을 50℃/s 이상의 냉각속도로 200 ~ 260℃의 종료온도까지 급랭하는 2차 냉각 단계;를 포함할 수 있다.
상기 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 파티셔닝 열처리하는 단계는, 상기 냉각된 냉연강판을 20℃/s 이상의 승온속도로 가열하여 370℃ ~ 460℃의 범위의 온도에서 10초 ~ 240초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
열연강판을 제조하는 단계(S100)를 수행한 후 상기 연화열처리된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S300)를 수행하기 전에, 상기 열연강판을 500 ~ 650℃ 범위의 온도에서 일정하게 유지하여 연화열처리하는 단계(S200)를 수행할 수 있다.
본 발명에서 활용한 성분계들은 망간 등의 함금원소가 많이 함유된 고합급강이기 때문에 재료의 경화능이 지연되었기에 열간압연 완료 및 상온까지 냉각진행 중 연질상인 페라이트, 펄라이트의 형성 없이 경질상인 마르텐사이트가 형성되어 열연재의 강도가 매우 높기 때문에 열연 이후 연화열처리 작업을 수행한다. 열연판재의 강도가 높을 경우 냉간압연 중 두께헌팅, 형상불량 등의 문제점이 야기될 수 있기에 냉간압연 작업 효율성을 위하여 연화열처리를 통해 열연재를 연하게 만들어 주어 냉간압연성을 확보하기 위함이다.
표 1은 연화열처리하는 단계(S200)의 구체적인 공정 조건을 나타낸 것이다. 표 1을 참조하면, 연화열처리하는 단계(S200)는, 예를 들어, 승온속도: 30 ~ 80℃/hr의 조건으로 500 ~ 650℃까지 승온한 후에 2 ~ 16시간 동안 일정한 온도로 유지하고, 그 이후에 30 ~ 60℃/hr의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
승온 속도
(℃/hr)		 어닐링 온도
(℃)		 유지시간
(hr)		 냉각 속도
(℃/hr)		 냉각 종료
온도(℃)
30~80 500~650 2~16 30~60 상온
연화 열처리를 진행함에 있어, 500 ~ 650℃ 구간에서 충분한 시간동안 열처리를 수행한다. 연화열처리 온도가 500℃보다 낮을 경우 열연 후 형성된 마르텐사이트가 재결정이 발생하지 않고 템퍼링(Tempering)만 진행되어 조직 내 과포화된 탄소가 시멘타이트(θ)의 형태로 조직 내 형성 및 구상화가 진행된다. 이 경우, 마르텐사이트의 취성이 발현될 수 있기에 냉간압연 도중 판파단 등의 안전 사고가 발생할 수 있다. 연화열처리 온도가 650℃보다 높을 경우 연화열처리가 진행될 때 오스테나이트가 과도하게 형성되어 냉각 중 마르텐사이트가 형성되어 강도 저하가 효과적으로 발현되지 않기에 그 온도 범위를 500 ~ 650℃로 제어하여 열연재의 강도를 저감할 수 있다.연화열처리된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S300)는 열간 압연재를 사용하여 최종 생산 강판의 두께를 맞추기 위하여 수행한다. 냉간압연 전에 산세 공정을 수행할 수도 있다. 냉간압연 공정의 압하율은 제품 최종 규격에 맞도록 수행하며, 예를 들어, 40 ~ 60%로 제어할 수 있다. 냉간 압하율이 높을수록 조직 미세화 효과로 인한 성형성 상승 효과가 있다. 냉간 압연에서 40% 미만으로 압하할 경우 균일한 미세조직을 얻기 어려우며 60%를 초과하여 설계할 경우 롤포스가 높아져 공정 부하가 높아진다.
상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계(S400)는, 상기 냉연강판을 1 ~ 10℃/s 범위의 승온속도로 가열하여 820℃ ~ 860℃의 범위의 어닐링 온도에서 40초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행하는 단계를 포함할 수 있다. 소둔 열처리 공정에서 어닐링 시작 온도 및 어닐링 유지 구간은 오스테나이트 및 페라이트의 이상역 조건에서 수행한다. 본 실시예에서는 이상역 구간에서 열처리를 진행하며 이는 적절한 분율의 페라이트 확보하여 최종 미세조직 내 이상적인 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 확보를 통해 해당 강판의 목표 최종 재질을 얻기 위함이다.
상기 소둔 열처리된 냉연강판을 200 ~ 260℃ 범위의 온도까지 다단 냉각하는 단계(S500)를 수행한다. 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계(S500)는, 상기 냉연강판을 1 ~ 10℃/s의 냉각속도로 550 ~ 750℃의 종료온도까지 서냉하는 1차 냉각 단계; 및 상기 냉연강판을 50℃/s 이상의 냉각속도로 200 ~ 260℃의 종료온도까지 급랭하는 2차 냉각 단계;를 포함할 수 있다.
상기 1차 냉각 단계는 소둔 열처리 후 천천히 냉각을 진행하는 단계로서, 이는 열처리 공정 진행 중 최종 미세조직 내에 일정량의 페라이트 확보를 시도함으로써 최종 미세조직의 소성을 확보하기 위함이다. 상기 2차 냉각 단계는 상기 1차 냉각 단계 이후, 예를 들어, 급랭 종료 온도 200℃ 이상 260℃ 미만까지 70℃/s 이상의 냉각속도로 빠르게 냉각하는 단계를 포함할 수 있다. 급랭 종료 온도 제어를 통해 서냉 후 미세조직 내 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 최종 재질 확보를 용이하게 하기 위함이며 해당 급랭 공정 중 발생할 수 있는 상변태를 억제하기 위해 70℃/s 이상의 냉각속도를 필요로 한다.
상기 다단 냉각된 냉연강판을 370℃ ~ 460℃ 범위의 온도에서 파티셔닝 열처리하는 단계(S600)를 수행한다. 상기 파티셔닝 열처리하는 단계(S600)는, 상기 냉각된 냉연강판을 20℃/s 이상의 승온속도로 가열하여 370℃ ~ 460℃의 범위의 온도에서 10초 ~ 240초 범위의 시간 동안 유지함으로써 수행할 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리하는 단계(S600) 중 잔류 오스테나이트 내 탄소 농축 및 마르텐사이트 템퍼링을 통한 강도 및 연신율의 확보하고, 마지막으로 최종 미세조직 구성을 유지하는데 그 목적이 있다. 상기 파티셔닝 열처리하는 단계(S600)는, 예를 들어, 400℃ 초과 460℃ 미만의 재가열 구간에서 60초 이내의 시간동안 유지하는 공정을 포함할 수 있다.
파티셔닝 열처리하는 단계(S600)를 수행한 후, Zn-Mg-Al 도금욕에 강판을 침지 후 상온으로 냉각하여 최종 강판을 구현할 수 있다.
상술한 단계들을 수행하여 구현한 본 발명의 초고강도 강판은 항복강도(YP): 850 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상일 수 있다. 예를 들어, 항복강도(YP): 850 ~ 1070MPa, 인장강도(TS): 1180 ~ 1250MPa이며, 연신율(El)은 14 ~ 20%일 수 있다. 나아가, 인장강도와 연신율의 곱은 15,000 (MPa·%)보다 작지 않을 수 있다. 본 발명에서는 인장강도와 연신율의 곱이 15,000 (MPa·%) 이상 수준으로 일반적으로 해당 강도 수준의 인장 강도와 총 연신율의 곱의 값인 7,000 (MPa·%)을 2배 이상 상회하는바, 동일 강도 기존 초고장력강보다 우월한 성형성을 가질 수 있음을 이해할 수 있다.
종래의 차체 부품 성형 시, 초고강도 재료에서 발생하는 성형 시 부품의 파단은 일반적인 성형한계도(Forming limit diagram)에서 확인할 수 있는 컵성형성(Drawability)및 2축 인장성(Bi-axial stretchability), 성형한계도에서 확인할 수 없는 홀확장성(Hole expansion ratio) 등의 평가 기준 등으로 설명할 수 있으며, 통상적으로 차체용 부품을 가공하기 위한 판재는 상기 성형성 평가의 결과가 좋을수록 복잡한 성형 구조에도 적용될 수 있다. 이러한 성형성 지수들은 주로 프레스 작업으로 진행되는 차체 부품 성형 시에 중요한 요소로 작용하며 보편적으로 초고강도 재료는 강도가 증가함에 따라 연신율이 떨어지는 경향을 보이며 이러한 초고강도재의 성형을 위해서는 특별한 성형 공정을 적용하거나 성형성을 더 확보할 수 있는 변형 기구를 적용하여 재료를 개발하고 있다.
본 발명에서는 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트/템퍼드 마르텐사이트의 미세조직을 활용하여 기존 초고장력강 대비 향상된 성형성을 확보하고자 하였으며, 추가적으로 성분계 및 열처리 제어를 통해 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트/템퍼드 마르텐사이트를 미세조직으로 유지하면서 재질을 동시에 만족하는 냉연강판을 개발하고자 하였으며, 모사 시험 결과를 통해 해당 성분계 및 열처리 공정 범위를 제안할 수 있었다.
기존 페라이트 및 마르텐사이트 이상 조직을 갖고 있는 초고장력강의 경우, 강재가 소성 변형을 받게 되면 조직 내 전위가 형성 및 이동을 진행하게 되고, 이러한 전위의 이동을 통해 결함이 형성, 성장함에 따라 파괴가 발생하는 기본적인 변형기구로 소성 변형이 발생하게 된다. 이러한 변형기구 아래 강도를 확보하기 위해서는 경질상인 마르텐사이트, 베이나이트 등을 형성하여 강도를 확보하지만 경질상의 분율을 증가하여 강도를 확보함에 따라 연신율의 저감을 피할 수 없기에 연신율을 보상하기 위해서 조직 내 연질상인 페라이트를 형성해주게 되고 이러한 최종 미세조직을 갖는 초고장력강의 경우 강도와 연신율이 혼합 법칙(Rule of mixture; ROM)을 따르게 되어 혼합 법칙 이상의 재질 향상은 어렵다는 단점이 있다.
이러한 페라이트 및 마르텐사이트 이상 조직의 초고장력강을 개선하기 위해 개발된 강종이, 최종 조직 내 잔류 오스테나이트를 확보하여 소성 변형 시 발생하는 잔류 오스테나이트 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이다. 하지만 변태유기소성강의 경우 최종 미세조직 내 함유된 잔류 오스테나이트의 면적율이 작기에 성형성의 획기적인 개선이 어렵다는 단점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 확보하여 초고장력강의 성형성을 개선하고자 하였으며, 제작한 강판의 최종 미세조직은 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성된다(도 1 참조). 잔류 오스테나이트의 경우 변태유기소성기구를 통해 강판의 강도 및 연신율 확보, 성형성 확보에 용이한 조직이지만, 과도하게 포함될 경우 변태유기소성기구를 구현하기 위한 안정도 확보를 위해 합금원소가 과다하게 필요할 수 있기 때문에 그 양을 10 ~ 20%로 제한하는 것이 바람직하고, 페라이트는 10 ~ 20%, 잔부는 마르텐사이트/템퍼드 마르텐사이트로 구성하는 것이 바람직하다.
따라서, 해당 미세조직들을 구현하여 본 발명에서 제안하는 항복 및 인장 강도, 연신율을 확보하기 위한 방안을 요약하자면 아래와 같다.
① 제 1 방안: 소둔 및 도금 열처리 후 최종 미세조직 내에 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 오스테나이트 안정화 원소인 탄소, 망간을 최적으로 제어한 성분계를 활용하여 제강, 연주, 열연, 냉연을 진행한다.
② 제 2 방안: 확보한 냉연 코일을 활용하여 이상역 소둔, 급랭, 재가열 열처리 제어를 통해 본 발명에서 제안하는 미세조직을 확보한다.
본 발명에서는 높은 성형성을 확보하기 위해 다음과 같은 원리로 최종 미세조직을 설정하고 이를 구현하기 위한 공정 최적화를 모사시험을 통해 진행하였다.
① 제 1 설계방향: 연신율, 홀확장성을 확보함에 있어 혹여 미달될 수 있는 강도는 마르텐사이트/템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 활용하여 확보한다.
② 제 2 설계방향: 연신율을 확보함에 있어, 기존 초고장력강에서 연질상(페라이트)을 최종 미세조직 내 확보하여 연신율을 확보하는 방안 및 변태유기소성강에서 활용하는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 더 많이 확보하는 두가지 방식을 동시에 적용함으로써 향상된 연신율을 확보하고자 한다.
③ 제 3 설계방향: 추가적으로, 잔류 오스테나이트의 안정도를 최적으로 확보하기 위해, 최종 미세조직 내 탄화물의 밀도를 제어하는 방식으로 조정하며, 이를 통해 목표하는 재질을 만족하게 한다.
상술한 미세조직을 구성하기 위해 본 발명에서는 이상역 소둔, 급랭, 재가열 열처리 및 연속된 도금 공정을 적용하여 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 최종 미세조직을 갖는 냉연강판의 열처리 공정 조건을 수립할 수 있었다.
상기 제 1 설계방향 및 상기 제 2 설계방향과 관련하여 최종 미세조직을 구성하기 위해서는 이상역 소둔, 급랭 및 재가열 열처리의 적용이 필요하다.
먼저, 이상역 소둔을 통한 최종 미세조직 내 충분한 양의 페라이트를 확보하는 것이 중요하다. 최종 미세조직 내 페라이트는 열처리 공정 중 어닐링, 서냉 총 두 개의 단계에서 발생이 가능하다. 소둔 어닐링 구역을 단상역으로 설정하게 될 경우, 서냉시 이상역 구간으로 돌입하며 오스테나이트 → 페라이트의 상변태가 가능하지만 그 양이 시간이 매우 짧기에 미미하며 이 경우 발명에서 목표하는 충분한 양의 페라이트를 형성할 수 없게 된다. 반대로, 소둔 어닐링 구간을 이상역으로 설정하게 되는 경우, 이상역에서 확보된 페라이트에 추가적으로 서냉 시 페라이트를 확보할 수 있기 때문에 목표하는 페라이트 분율을 확보하여 최종 미세조직상에 구성하기 용이하다. 본 발명에서는 통상적인 연속 소둔 라인의 제어능을 고려하여 어닐링 온도를 이상역 구간으로, 서냉 종료 온도를 550℃ 초과 750℃ 미만으로 지정하며 바람직하게는 소둔 어닐링 온도를 820℃ ~ 860℃, 서냉 종료 온도를 600℃ ~ 700℃으로 지정할 수 있다.
두번째로, 서냉 이후 급랭 공정을 통한 잔류 오스테나이트의 확보가 중요하다. 서냉 이후 강판을 경화능 간섭이 없는 빠른 속도로 냉각할 경우 페라이트 외 존재하고 있던 오스테나이트는 급속 냉각에 따른 마르텐사이트 및 오스테나이트로 변태하게 되며, 이를 통해 최종 미세조직 상에서 강도 확보에 용이한 마르텐사이트 조직 및 성형성 확보에 용이한 잔류 오스테나이트의 분율을 재가열 공정 전에 결정할 수 있다. 따라서 해당 분율을 결정하는데 있어 냉각 속도 및 마르텐사이트 형성 시작 및 종료 온도 사이에서 적정한 온도 범위를 찾는 것이 중요하다. 본 발명에서는 연속 소둔 라인의 제어능을 고려하여 급랭 속도 70℃/s 이상 및 급랭 종료 온도 200℃ 초과 260℃미만으로 지정한다. 더 바람직하게는 급랭 종료 온도를 210℃ ~ 250℃로 지정할 수 있다.
세번째로, 재가열 열처리(파티셔닝 열처리)를 통해 형성된 미세조직 내에서의 각 상간 탄소 재분배 현상을 유도하여 형성된 오스테나이트를 안정화시킴과 동시에 마르텐사이트 조직의 연질화를 동시에 유발한다. 해당 재가열 공정 이후 안정화된 오스테나이트는 상온까지 냉각되더라도 추가적인 상변태가 발생하지 않으며, 이를 잔류 오스테나이트로 지칭한다. 해당 잔류 오스테나이트는 이후 소성 변형 시 변태유기소성 현상을 야기하여 강판의 성형성 및 강도를 동시에 확보하는 주요 기저로 작용하게 된다. 주로 재가열 온도 및 시간의 증가에 따라 재분배되는 탄소 함량이 많아지게 되며, 재가열 공정은 최종 목표 재질에 근거하여 유동적으로 변화를 줄 수 있다. 본 발명에서는 재가열 열처리 온도를 370℃ 초과 460℃ 미만으로, 더 바람직하게는 400℃ ~ 430℃로 지정할 수 있다.
마지막으로, 소둔 승온 속도;유지시간, 서냉 속도, 재가열 승온 속도;유지 시간에 따른 영향을 확인하였다. 총 소둔시간이 지나치게 길어지거나 짧아지게 될 경우 해당 단위 공정에서 목표하는 조직을 향한 상변태가 지나치게 발생하여 재결정 및 결정립 성장이 진행되거나 혹은 상변태가 충분히 발현하지 못하게 되는 현상이 발생하여 목표 재질을 만족할 수 없다. 본 발명에서는 소둔 승온 속도;유지시간을 1 ~ 10℃/s; 40초 ~ 120초, 서냉 속도 1 ~ 10℃/s, 재가열 승온 속도;유지 시간 20℃/s 이상; 10초 이상으로 지정하며 바람직하게는 소둔 승온 속도;유지시간을 1 ~ 5℃/s; 50초 ~ 110초, 서냉 속도 5 ~ 10℃/s, 재가열 승온 속도;유지 시간 30℃/s;이상; 10초 ~ 240초로 지정할 수 있다.
상기 제 3 설계방향과 관련하여 최적의 잔류 오스테나이트 안정도를 확보하기 위해서는 최종 미세조직 내 형성되는 탄화물의 제어가 필요하다.
본 발명은 상기 제 1 설계방향 및 상기 제 2 설계방향의 최종 미세조직 확보 컨셉을 포함하며, 동시에 주요 재질 확보 조직인 잔류 오스테나이트의 안정도 제어를 통해 소성 변형 거동에 따른 상변태를 제어하여 목표 재질 확보를 진행하고자 하였다. 일련의 열처리 공정, 특히 소둔 및 재가열 공정 중 오스테나이트 조직 내에 오스테나이트 안정화 원소를 적정량 포함시켜 주는 것이 중요하며, 이를 위해서는 불필요한 개재물의 형성에 따른 오스테나이트 안정화 원소의 확산량 감소를 억제하여야 열처리 후 최종적으로 미세조직 내 건전한 안정도의 잔류 오스테나이트가 형성되게 된다.
본 발명에서는 특히 오스테나이트 안정화 원소로서 탄소를 활용하여 최종 미세조직 내 잔류 오스테나이트를 형성하고자 하였으며 이 경우 오스테나이트로 탄소 확산을 위해 불필요한 탄화물의 형성을 억제해야할 필요가 있다. 통상적으로 탄화물은 마르텐사이트 및 페라이트 상에서 주로 확인되고, 특히 본 발명에서는 소둔 및 냉각 이후 재가열 열처리 공정 진행 시 탄화물의 형성 및 성장이 두드러지게 발생한다. 탄화물의 형성은 1) 급랭 이후의 오스테나이트가 재가열 열처리 공정 중 일부 베이나이트로의 상변태, 2) 재가열 열처리 공정 중 마르텐사이트의 템퍼링 두가지 요인으로 주로 발생하며 이 경우 강 내 실리콘 첨가를 통해 탄화물의 형성을 최소화한다. 하지만 기존(열연, 연화열처리 중)에 형성된 탄화물의 성장의 경우에도 이는 효과적이나, 결국 기존에 형성되는 탄화물의 양 그 자체를 제어해야 성분 제어 효과와 함께 오스테나이트로의 탄소 확산 거동을 촉진할 수 있는 것이다.
따라서, 본 발명에서는 최종 미세조직 내 형성되는 탄화물의 양을 최소화하여 이를 통해 잔류 오스테나이트의 안정도를 확보하고자 하였다. 본 발명의 실험 분석 결과, 페라이트의 탄화물(평균크기 50nm 이상) 밀도가 20개/㎛2 이하인 경우(도 2 참조), 최적의 재질을 확보할 수 있음을 확인할 수 있었다. 추가적으로, 이러한 페라이트(연질상) 내 탄화물들은 변형 인가 시 균열 형성 지점으로 작용할 수 있기에 성형성에 불리한 부분으로 작용될 수 있다.
상술한 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 강판 및 그 제조방법에 의하면, 변태유기소성강 기반의 강화 기구 및 탄화물 제어를 활용하여 강도 및 연신율을 확보하였다. 목표 강도 및 연신율을 확보함에 있어, 기존 초고장력강에서 연질상을 최종 미세조직 내 확보하여 연신율을 확보하는 것과 달리, 변태유기소성강에서 활용하는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 더 많이 확보하여 이를 통해 향상된 연신율을 확보하였다. 또한 잔류 오스테나이트의 안정도를 최적으로 제어하여 목표 재질을 만족하기 위해 오스테나이트 안정화 원소인 탄소의 확산 제어를 위한 탄화물 기준을 확립하였다.
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 2의 합금 원소 조성을 가지는 시편을 제공한다.
C (wt.%) Si (wt.%) Mn (wt.%) Al (wt.%) Ti+Nb+V (wt.%) P(ppm) S(ppm) N(ppm) Fe
0.18 1.8 2.8 0.04 0.015 ＜150 ＜30 ＜60 Bal.
표 2의 성분계는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 조성으로서 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.30%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)의 조성을 만족한다.
2. 공정조건 및 물성평가
표 3은 표 2의 합금조성을 가지는 본 실험예에서 적용된 공정 조건을 나타낸 것이다. 표 3의 연화열처리는 도 3에 도시된 연화열처리하는 단계(S200)에 대응되며, 소둔은 도 3에 도시된 소둔 열처리하는 단계(S400)에 대응되며, 서냉 및 급랭은 도 3에 도시된 다단 냉각하는 단계(S500)에 대응되며, 재가열은 파티셔닝 열처리하는 단계(S600)에 대응된다. 그 외의 다른 공정 조건들은 상술한 본 발명의 초고강도 강판의 제조방법에서 설명한 공정 조건 범위 내에서 동일한 조건을 적용하였다.
표 4는 표 2 및 표 3에 따른 본 실험예에서 도출된 미세조직과 물성을 나타낸 것이다. 표 4에서 재질 달성 여부의 기준은 항복강도(YP): 850 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(El): 14% 이상, 페라이트의 면적분율: 10% ~ 20%, 잔류 오스테나이트의 면적분율: 10% ~ 20%, 템퍼드 마르텐사이트/마르텐사이트의 면적분율: 나머지 분율, 페라이트 내 평균크기가 50nm 이상인 탄화물의 밀도: 20개/㎛2 이하이다.
실험예 연화
열처리
온도
(℃)		 소둔
승온 속도
(℃/s)		 소둔
온도
(℃)		 소둔
유지시간
(s)		 서냉
속도
(℃/s)		 서냉
종료 온도
(℃)		 급랭
속도
(℃/s)		 급랭
종료 온도
(℃)		 재가열
속도
(℃/s)		 재가열
온도
(℃)		 재가열
유지
시간
(s)
1 570 2 830 70 5 600 50↑ 230 30↑ 400 240
2 570 2 850 70 5 600 50↑ 230 30↑ 400 240
3 570 2 870 70 5 600 50↑ 230 30↑ 400 240
4 570 2 850 70 5 700 50↑ 230 30↑ 430 240
5 570 2 850 70 5 775 50↑ 230 30↑ 430 240
6 570 2 850 70 5 600 50↑ 250 30↑ 400 240
7 570 2 850 70 5 600 50↑ 270 30↑ 400 240
8 570 2 850 70 5 600 50↑ 230 30↑ 430 240
9 570 2 850 70 5 600 50↑ 230 30↑ 470 240
10 450 2 830 70 5 600 50↑ 230 30↑ 400 240
11 450 2 850 70 5 600 50↑ 230 30↑ 400 240
실험예 페라이트
(%)		 잔류
오스테나이트
(%)		 경질상
(%)		 페라이트 내
탄화물 개수
(개/㎛2)		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장강도
×연신율
(MPa·%)		 재질
달성
여부
1 19 15 66 3 853 1217 17.1 20811 ○
2 13 14 73 4 879 1199 17.5 20983 ○
3 8 11 81 2 1107 1274 10.1 12867 X
4 12 11 77 5 972 1248 16.5 20592 ○
5 9 12 79 3 1166 1305 10.4 13572 X
6 14 13 73 6 859 1212 17.1 20725 ○
7 11 9 80 4 730 1218 17.6 21437 X
8 12 12 76 1 928 1191 17.3 20604 ○
9 13 13 74 2 1100 1226 10.9 13363 X
10 17 14 69 34 860 1213 13.4 16254 X
11 13 13 74 27 887 1201 12.9 15493 X
표 3 내지 표 4를 참조하면, 실험예1, 실험예2, 실험예4, 실험예6, 실험예8은, 본 발명의 실시예로서, 연화열처리 온도: 500 ~ 650℃, 소둔 승온 속도: 1 ~ 10℃/s, 소둔 온도: 820℃ ~ 860℃, 소둔 유지 시간: 40초 ~ 120초, 서냉 냉각속도: 1 ~ 10℃/s, 서냉 종료온도: 550 ~ 750℃, 급랭 냉각속도: 50℃/s 이상, 급랭 냉각종료온도: 200 ~ 260℃, 재가열 승온속도: 20℃/s 이상, 재가열 온도: 370℃ ~ 460℃, 재가열 유지시간: 10초 ~ 240초의 공정 조건을 만족하며, 이에 따라, 최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 페라이트, 및 잔류 오스테나이트로 이루어지되, 상기 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20%이고, 상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은 10% ~ 20%이고, 상기 템퍼드 마르텐사이트와 마르텐사이트의 면적분율은 나머지 분율을 만족하며, 상기 페라이트는 탄화물을 포함하되, 상기 탄화물은 평균크기가 50nm 이상인 탄화물의 밀도가 20개/㎛2 이하를 만족하며, 항복강도(YP): 850 ~ 1070MPa, 인장강도(TS): 1180 ~ 1250MPa이며, 연신율(El)은 14 ~ 20%, 및 인장강도와 연신율의 곱의 값은 15,000(MPa·%) 이상인 범위를 모두 만족한다.이에 반하여, 실험예3은, 본 발명의 비교예로서, 소둔 온도: 820℃ ~ 860℃의 범위를 만족하지 못하고 상회하며, 이에 따라, 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20%의 범위를 만족하지 못하고 하회하며, 항복강도(YP): 850 ~ 1070MPa의 범위를 만족하지 못하고 상회하며, 연신율(El)은 14 ~ 20%의 범위를 만족하지 못하고 하회하며, 인장강도와 연신율의 곱의 값은 15,000(MPa·%) 이상의 범위를 만족하지 못하고 하회한다. 즉, 소둔 어닐링 구역을 단상역으로 설정하게 될 경우, 서냉시 이상역 구간으로 돌입하며 오스테나이트 → 페라이트의 상변태가 가능하지만 그 양이 시간이 매우 짧기에 미미하며 이 경우 발명에서 목표하는 충분한 양의 페라이트를 형성할 수 없게 되어 연신율이 저하된다.
실험예5는, 본 발명의 비교예로서, 서냉 종료온도: 550 ~ 750℃의 범위를 만족하지 못하고 상회하며, 이에 따라, 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20%의 범위를 만족하지 못하고 하회하며, 항복강도(YP): 850 ~ 1070MPa의 범위를 만족하지 못하고 상회하며, 연신율(El)은 14 ~ 20%의 범위를 만족하지 못하고 하회하며, 인장강도와 연신율의 곱의 값은 15,000(MPa·%) 이상의 범위를 만족하지 못하고 하회한다.
실험예7은, 본 발명의 비교예로서, 급랭 냉각종료온도: 200 ~ 260℃의 범위를 만족하지 못하고 상회하며, 이에 따라, 잔류 오스테나이트의 면적분율은 10% ~ 20%의 범위를 만족하지 못하고 하회하며, 항복강도(YP): 850 ~ 1070MPa의 범위를 만족하지 못하고 하회한다.
실험예9는, 본 발명의 비교예로서, 재가열 온도: 370℃ ~ 460℃의 범위를 만족하지 못하고 상회하며, 이에 따라, 항복강도(YP): 850 ~ 1070MPa의 범위를 만족하지 못하고 상회하며, 연신율(El)은 14 ~ 20%의 범위를 만족하지 못하고 하회하며, 인장강도와 연신율의 곱의 값은 15,000(MPa·%) 이상의 범위를 만족하지 못하고 하회한다.
실험예10 및 실험예11은, 본 발명의 비교예로서, 연화열처리 온도: 500 ~ 650℃의 범위를 만족하지 못하고 하회하며, 이에 따라, 페라이트 내 평균크기가 50nm 이상인 탄화물의 밀도: 20개/㎛2 이하의 범위를 만족하지 못하고 상회하며, 연신율(El)은 14 ~ 20%의 범위를 만족하지 못하고 하회한다.
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. 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.30%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 페라이트, 및 잔류 오스테나이트로 이루어지고,
    항복강도(YP): 850 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상인 것을 특징으로 하는,
    초고강도 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 최종 미세조직은 기지(matrix)가 베이나이트가 아닌 마르텐사이트인 것을 특징으로 하는,
    초고강도 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20%이고,
    상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은 10% ~ 20%이고,
    상기 템퍼드 마르텐사이트와 마르텐사이트의 면적분율은 나머지 분율로서 포함되는,
    초고강도 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 페라이트는 탄화물을 포함하되,
    상기 탄화물은 평균크기가 50nm 이상인 탄화물의 밀도가 20개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는,
    초고강도 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    인장강도와 연신율의 곱의 값은 15,000(MPa·%) 보다 작지 않은 것을 특징으로 하는,
    초고강도 강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.30%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05% 이하, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 500 ~ 650℃ 범위의 온도에서 일정하게 유지하여 연화열처리하는 단계;
    상기 연화열처리된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 820 ~ 860℃ 범위의 온도에서 소둔 열처리하는 단계;
    상기 냉연강판을 200 ~ 260℃ 범위의 온도까지 다단 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 냉연강판을 370℃ ~ 460℃ 범위의 온도에서 파티셔닝 열처리하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 강판의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 열연강판을 제조하는 단계는,
    상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1150 ~ 1250℃ 범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 850 ~ 1000℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 500 ~ 700℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 강판의 제조방법.
  8. 제 6 항에 있어서,
    상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계는,
    상기 냉연강판을 1 ~ 10℃/s 범위의 승온속도로 가열하여 820℃ ~ 860℃의 범위의 온도에서 40초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행되는,
    초고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 6 항에 있어서,
    상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계는,
    상기 냉연강판을 1 ~ 10℃/s의 냉각속도로 550 ~ 750℃의 종료온도까지 서냉하는 1차 냉각 단계; 및
    상기 냉연강판을 50℃/s 이상의 냉각속도로 200 ~ 260℃의 종료온도까지 급랭하는 2차 냉각 단계;를 포함하는,
    초고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 6 항에 있어서,
    상기 파티셔닝 열처리하는 단계는,
    상기 냉각된 냉연강판을 20℃/s 이상의 승온속도로 가열하여 370℃ ~ 460℃의 범위의 온도에서 10초 ~ 240초 범위의 시간 동안 유지하여 수행되는,
    초고강도 강판의 제조방법.
PCT/KR2022/019631 2022-09-30 2022-12-05 초고강도 강판 및 그 제조방법 WO2024071522A1 (ko)

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP2008291304A (ja) * 2007-05-24 2008-12-04 Jfe Steel Kk 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
KR20140068222A (ko) * 2011-09-30 2014-06-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 인장 강도 980㎫ 이상 갖는 도금 밀착성, 성형성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법
KR20190123551A (ko) * 2018-04-24 2019-11-01 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20220071035A (ko) * 2020-11-23 2022-05-31 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20220072921A (ko) * 2020-11-25 2022-06-03 현대제철 주식회사 연화 열처리된 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008291304A (ja) * 2007-05-24 2008-12-04 Jfe Steel Kk 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
KR20140068222A (ko) * 2011-09-30 2014-06-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 인장 강도 980㎫ 이상 갖는 도금 밀착성, 성형성과 구멍 확장성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법
KR20190123551A (ko) * 2018-04-24 2019-11-01 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20220071035A (ko) * 2020-11-23 2022-05-31 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20220072921A (ko) * 2020-11-25 2022-06-03 현대제철 주식회사 연화 열처리된 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

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