KR20150075321A - 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그의 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 측면인 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~2.0%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5% 이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0은 제외), B: 0.005% 이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C 및 Mn 은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[관계식 1]
3450C+207Mn≥1000
[관계식 1]
3450C+207Mn≥1000
Description
발명은 자동차 차체용 부재 등에 바람직하게 적용될 수 있는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구환경 보전을 위한 이산화탄소의 규제에 따른 자동차의 경량화 및 충돌 안정성을 향상하기 위한 자동차용 강판의 초고강도화가 지속적으로 요구되고 있다.
이러한 요구를 만족시키기 위해서 저온 변태조직을 활용한 초고강도 냉연강판이 개발되고 있다. 특히 1200MPa급 이상의 고강도 박강판의 경우 적은 합금 성분의 첨가로 용접성 및 고강도를 동시에 달성하기 위하여, 강판을 오스테나이트 단상역 온도에서 균열 처리한 후, 수냉하여 금속 조직을 마르텐사이트 단상으로 제어하는 방법이 통상적으로 적용되고 있다. 그러나, 수냉각시 냉각에 따른 체적 수축과 마르텐사이트 상변태에 의한 체적 팽창 등이 강판의 폭방향, 길이방향 온도 편차에 의하여 불균일하게 나타나 강판의 형상불량이 발생하는 문제가 있다. 이러한 형상의 불량은 연속 소둔 공정에서 조업성을 저해하며 제품 가공을 위한 롤가공시 작업성 열위 및 제품의 치수 정밀도에 악영향을 미칠 수 있다.
이러한 문제를 해결하기 위한 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 상기 기술은 1GPa 이상의 강도를 가지면서 형상품질이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것으로서, 강판의 소둔 후 냉각속도 및 합금성분을 제한하여 형상품질을 확보하고 있다. 그러나, 상기 기술은 통상적인 연속소둔라인에서의 서냉각 및 급냉각에 따른 2단 냉각 이후에 다시 서냉각 구간이 존재하여 추가 설비를 필요로 하는 단점이 있다.
다른 기술로는 특허문헌 2가 있는데, 상기 기술은 연속 소둔 후 30℃/초 이상으로 급냉시켜 마르텐사이트계 초고강도 냉연강판을 제조하는 방법으로, 급냉 후 강판의 표면조도를 1.4㎛ 이상이 되도록 조질압연을 실시함으로써 형상품질을 확보하고 있다. 이다. 그러나, 인장강도가 1500MPa 이상인 초고강도강에는 조질압연을 통해 판형상 교정이 사실상 불가능하므로, 인장강도가 1500MPa 이상인 초고강도강에는 적용이 제한된다는 문제가 있다.
본 발명은 합금조성과 더불어 제조조건을 제어함으로써 우수한 형상 품질을 가질뿐만 아니라 초고강도를 갖는 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면인 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~2.0%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5% 이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0은 제외), B: 0.005% 이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C 및 Mn 은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[관계식 1]
3450C+207Mn≥1000
본 발명의 다른 일 측면인 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~2.0%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5% 이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0은 제외), B: 0.005% 이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~Ar3+100℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3~900℃에서 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 700~800℃까지 서냉하는 단계; 상기 서냉된 냉연강판을 수냉하는 단계; 및 상기 수냉된 냉연강판을 150~250℃에서 템퍼링하는 단계를 포함한다.
본 발명에 따르면, 1500MPa이상의 초고강도를 가지면서도 형상 품질 또한 매우 우수한 자동차용 냉연강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명을 설명한다.
C: 0.1~0.3중량%
C는 마르텐사이트 강도 확보를 위하여 필요한 원소로서, 이를 위해 0.1중량%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.3중량%를 초과하는 경우에는 연성, 굽힘가공성 및 용접성이 감소하여 프레스 성형 및 롤가공성이 나빠지는 단점이 있으므로, 상기 C는 0.1~0.3중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Si: 0.5중량% 이하(0은 제외)
Si는 페라이트 안정화 원소로서, 서냉각 구간이 존재하는 본 발명에서 소둔후 서냉시 페라이트 생성을 촉진하여 강도를 약화시키는 단점이 있다. 또한, Si는 Ac3 변태점을 상승시키는 원소여서, 오스테나이트 단상을 얻기 위한 소둔온도를 상승시켜 소둔비용의 상승을 초래하기 때문에 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.5중량%이하로 제어한다.
Mn: 0.5~2.0중량%
Mn은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트를 안정하게 하는 경화능 증가 원소로 잘 알려져 있는데, Mn이 0.5중량% 미만일 경우에는 서냉각시 페라이트 생성이 용이하며, 강도의 확보가 어렵다. 반면, 2.0중량%를 초과하는 경우에는 편석에 의한 밴드형성 및 전로 조업시 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가 증가를 유발하므고, 조대한 소둔농화물 형성으로 도금강판의 표면결함을 유발한다. 따라서, 상기 Mn은 0.5~2.0중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
P: 0.03중량% 이하
P는 불순물 원소로서 그 함량이 0.03중량%를 초과하는 경우 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함 유발 가능성이 높아지기 때문에, 그 상한을 0.03중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.015중량%이하
S는 P와 마찬가지로 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015중량%를 초과하는 경우에는 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 매우 높아지기 때문에, 그 상한을 0.015중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.1중량%
Al은 제강 공정에서 탈산을 위해 첨가되는 원소이며, 충분한 탈산 효과를 얻기 위해서는 0.01중량%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 페라이트 영역을 확대하는 합금원소로서, Ac1 변태점을 낮추어 소둔 비용을 저감시키는 장점이 있다. 그러나, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 촉진하는 단점이 있고, AlN 형성에 의한 고온 열간압연성을 저하시킬 우려가 있으므로, 상기 Al은 0.01~0.1중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Cr: 0.5중량% 이하(0은 제외)
Cr은 경화능 증가원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 공정을 활용하는 경우에는 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있으나, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의해 원가가 매우 증가하게 되므로, 상기 Cr은 0.5중량% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Ti: 48/14×[N]~0.1중량%
Ti는 질화물 형성원소로서 강중 N의 농도를 감소하는 효과가 있으며, 이를 위해서는 화학당량적으로 48/14*[N]%이상을 첨가할 필요가 있다. 상기 Ti가 미첨가되거나 48/14*[N] 미만일 경우에는 AlN 형성에 의해 열간 압연시 크랙 발생이 염려되며, 또한 BN의 형성으로 인해 B 첨가에 의한 경화능 증가 효과가 저감된다. 반면, 0.1중량%를 초과하는 경우에는 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물을 석출시켜 마르텐사이트의 탄소 농도를 감소시켜 강도가 낮아지게 되므로, 상기 Ti는 48/14×[N]~0.1중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Nb: 0.1중량% 이하(0은 제외)
Nb는 오스테나이트 입계에 탄화물 형태로 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하여 강도를 증가시키는 원소이나, 0.1중량%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의해 원가가 매우 증가하게 되므로, 상기 Nb는 0.1중량% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
B: 0.005중량% 이하(0은 제외)
B는 오스테나이트 입계를 안정화하여 페라이트의 핵 생성을 억제하는 장점이 있어, 본 발명의 서냉각시 경화능을 향상시키는 장점이 있다. 다만, 상기 B의 함량이 0.005중량%를 초과하는 경우에는 Fe23(C,B)6의 석출에 의하여 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 발생하므로, 상기 B는 0.005중량%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
N: 0.01중량%이하
N은 강 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서, 0.01중량%를 초과하는 경우에는 AlN을 형성시켜 연속주조시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가하며, 또한 BN을 형성시켜 B의 경화능 효과를 저감시키므로, 그 상한을 0.01중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 냉연강판은 전술한 합금조성 외에 나머지 Fe로 이루어지며, 제조공정상 불가피하게 포함되는 불순물을 포함한다.
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 성분 범위를 갖는 강판의 합금설계시, C 및 Mn의 합금조성은 하기 관계식 1을 만족하도록 함이 보다 바람직하다. 하기 관계식 1은 C 및 Mn의 함량에 따른 인장강도 및 형상 품질을 인자화한 것이며, 하기 관계식 1을 만족하지 않는 경우에는 양호한 형상 품질과 고강도를 확보하기 곤란한 문제가 있다.
[관계식 1]
3450C+207Mn≥1000
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 본 발명이 제공하는 냉연강판의 미세조직은 90면적% 이상의 마르텐사이트와 10면적% 이하의 페라이트 및 베이나이트를 포함할 수 있다. 이와 같이 다량의 마르텐사이트를 확보함으로써 본 발명이 목표로 하는 1500MPa 이상의 초고강도를 확보할 수 있다. 다만, 제조공정상 마르텐사이트 외에 페라이트와 베이나이트가 불가피하게 형성될 수 있는데, 이러한 미세조직은 강도 확보에 불리한 요소이며, 따라서 본 발명에서는 상기 페라이트 및 베이나이트의 상한을 10면적%로 제어함으로써, 본 발명이 목표로 하는 수준의 고강도를 확보할 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 냉연강판은 1500MPa 이상의 우수한 인장강도를 확보할 수 있고, 이를 통해 고강도가 요구되는 자동차 차체용 부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열한다. 재가열 온도가 1100℃ 미만일 경우에는 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 재가열 비용의 상승 및 표면 스케일량이 증가하므로, 상기 재가열온도는 1100~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~Ar3+100℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열간압연온도가 Ar3 미만일 경우에는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지게 되며, 이로 인해 고강도를 확보하기 곤란하게 될 뿐만 아니라 열간압연하중이 변동되어 양호한 표면 형상을 얻기 곤란할 수 있다. 반면, Ar3+100℃를 초과하는 경우에는 압연시 동적재결정이 활발하게 일어나 결정립 미세화 효과가 감소할 우려가 있으므로, 상기 마무리 열간압연온도는 Ar3~Ar3+100℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 언급한 Ar3는 냉각시에 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도를 의미한다.
이어서, 상기 열연강판을 500~700℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 표면 결함을 유발할 수 있다. 반면, 500℃ 미만인 경우에는 베이나이트 및 마르텐사이트와 같은 경화상의 상분율이 증가하여 냉연부하가 발생하는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 권취온도는 500~700℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 권취공정 이후에는 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 한편, 상기 냉간압연 전에는 양호한 표면 형상을 위하여 표면 스케일을 제거를 위한 산세 공정을 추가로 행할 수 있다.
이후, 상기와 같이 얻어지는 냉연강판을 Ac3~900℃에서 소둔한다. 상기 소둔온도가 Ac3 미만일 경우에는 페라이트의 잔류로 인해 강도의 감소가 발생하며, 소둔 온도가 900℃를 초과하는 경우에는 연속소둔로의 내구성 열화 및 Si, Mn 등의 표면 산화물 증가를 유발하게 되므로, 상기 소둔온도는 Ac3~900℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 언급한 Ac3는 가열시에 페라이트가 오스테나이트로 변태되기 시작하는 온도를 의미한다
상기 소둔된 냉연강판을 700~800℃까지 서냉한다. 상기 서냉시, 냉각종료온도가 700℃ 미만인 경우에는 페라이트 변태가 발생하여 강의 강도가 저하될 우려가 있으며, 반면, 800℃를 초과하는 경우에는 수냉구간이 지나치게 길어 강판의 형상품질이 저하될 우려가 있다.
한편, 상기 서냉은 13~30℃/s의 속도로 이루어지는 것이 바람직한데, 상기 서냉속도가 13℃/s 미만일 경우에는 페라이트나 펄라이트 등의 미세조직이 형성되어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란할 수 있다. 반면, 상기 서냉속도가 30℃/s를 초과하는 경우에는 급격한 마르텐사이트 변태가 일어나, 강판의 형상품질이 저하되는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 서냉속도는 13~30℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 서냉된 냉연강판을 수냉한다. 상기 수냉을 통해 미세조직을 마르텐사이트로 변태시켜 우수한 고강도를 확보할 수 있다. 이 때, 상기 수냉시 냉각속도는 100℃/s 이상의 범위를 갖는 것이 바람직한데, 100℃/s 미만인 경우에는 충분한 마르텐사이트 분율을 확보하기 곤란하여 목표하는 강도를 확보하기 어려운 문제가 있다. 한편, 한편, 상기 수냉시 냉각속도가 빠를수록 강도 확보에 유리하게 때문에 그 상한은 특별히 제한하지 않는다.
이어서, 상기 수냉된 냉연강판을 150~250℃에서 템퍼링한다. 상기 템퍼링 공정을 통해 탄소의 확산 및 전위고착에 의한 고항복강도를 확보할 수 있다. 만일, 상기 템퍼링온도가 150℃ 미만일 경우에는 탄소 확산을 위한 템퍼링 시간이 과도하게 증가하여 조업성이 감소하게 되며, 250℃를 초과하는 경우에는 탄화물 형성에 의해 마르텐사이트의 강도가 크게 감소하게 되어, 고강도를 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 템퍼링 온도는 150~250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 이 때, 상기 템퍼링은 120~1800초간 행하여지는 것이 바람직한데, 상기 템퍼링 시간이 120초 미만인 경우에는 탄소 확산 시간이 충분하지 않아 조업성이 감소하며, 1800초를 초과하는 경우에는 탄화물이 형성되어 마르텐사이트의 강도가 감소하여 고강도를 확보하기 곤란할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(
실시예
)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 용강을 34Kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 사이징 압연을 통하여 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 1200℃의 온도에서 1시간 유지한 후, 880℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻고, 이 열연강판을 680℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지하여 로냉하여 열연권취를 모사하였다. 이어서, 산세 및 55%의 압하율로 냉간압연하여 냉간강판을 얻은 뒤, 860℃에서 소둔한 후 하기 표 2의 조건으로 냉각을 실시하였다. 이후, 180℃에서 120초간 템퍼링을 실시한 뒤, 미세조직을 관찰하고 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
| 구분 | 합금조성(중량%) | 관계식1 | ||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | Cr | Ti | Nb | B | N | ||
| 비교강1 | 0.207 | 0.093 | 1.01 | 0.01 | 0.0018 | 0.038 | 0.099 | 0.021 | 0.015 | 0.001 | 0.0017 | 923.2 |
| 비교강2 | 0.128 | 0.09 | 1.66 | 0.01 | 0.0024 | 0.035 | 0.098 | 0.02 | 0.015 | 0.0009 | 0.0032 | 785.2 |
| 비교강3 | 0.19 | 0.09 | 1.65 | 0.009 | 0.0026 | 0.042 | 0.096 | 0.019 | 0.015 | 0.0009 | 0.0037 | 997.1 |
| 발명강1 | 0.266 | 0.094 | 1.67 | 0.01 | 0.0025 | 0.032 | 0.097 | 0.018 | 0.013 | 0.0009 | 0.0038 | 1263 |
| 발명강2 | 0.186 | 0.09 | 1.97 | 0.01 | 0.003 | 0.04 | 0.098 | 0.02 | 0.015 | 0.0009 | 0.0045 | 1049 |
| 발명강3 | 0.259 | 0.09 | 1.98 | 0.011 | 0.0033 | 0.041 | 0.099 | 0.02 | 0.015 | 0.0009 | 0.0038 | 1303 |
| 발명강4 | 0.286 | 0.095 | 0.813 | 0.01 | 0.0016 | 0.039 | 0.099 | 0.02 | 0.015 | 0.0011 | 0.0031 | 1155 |
| 구분 | 강종No. | 서냉조건 | 수냉조건 | |
| 냉각종료온도(℃) | 속도(℃/s) | 속도(℃/s) | ||
| 비교예1 | 비교강1 | 750 | 13 | 150 |
| 비교예2 | 800 | 13 | 150 | |
| 비교예3 | 750 | 16 | 150 | |
| 비교예4 | 800 | 16 | 150 | |
| 비교예5 | 비교강2 | 750 | 13 | 150 |
| 비교예6 | 800 | 13 | 150 | |
| 비교예7 | 비교강3 | 700 | 13 | 150 |
| 비교예8 | 750 | 13 | 150 | |
| 비교예9 | 800 | 13 | 150 | |
| 비교예10 | 700 | 16 | 150 | |
| 비교예11 | 750 | 16 | 150 | |
| 비교예12 | 800 | 16 | 150 | |
| 비교예13 | 발명강1 | 700 | 3 | 150 |
| 비교예14 | 700 | 10 | 150 | |
| 발명예1 | 700 | 13 | 150 | |
| 발명예2 | 750 | 13 | 150 | |
| 발명예3 | 800 | 13 | 150 | |
| 발명예4 | 700 | 16 | 150 | |
| 발명예5 | 750 | 16 | 150 | |
| 발명예6 | 800 | 16 | 150 | |
| 발명예7 | 발명강2 | 750 | 13 | 150 |
| 발명예8 | 발명강3 | 700 | 13 | 150 |
| 발명예9 | 750 | 13 | 150 | |
| 발명예10 | 800 | 13 | 150 | |
| 발명예11 | 발명강4 | 800 | 13 | 150 |
| 발명예12 | 750 | 16 | 150 | |
| 구분 | 미세조직(면적%) | 기계적 물성 | |||
| M | F+B | 항복강도 (MPa) |
인장강도 (MPa) |
연신율 (%) |
|
| 비교예1 | 90 | 10 | 936 | 1291 | 6.2 |
| 비교예2 | 93 | 7 | 1160 | 1434 | 5.0 |
| 비교예3 | 93 | 7 | 1044 | 1373 | 5.7 |
| 비교예4 | 94 | 6 | 1159 | 1437 | 4.5 |
| 비교예5 | 92 | 8 | 1080 | 1296 | 6.6 |
| 비교예6 | 93 | 7 | 1101 | 1303 | 5.9 |
| 비교예7 | 95 | 5 | 1167 | 1433 | 6.0 |
| 비교예8 | 96 | 4 | 1209 | 1470 | 5.9 |
| 비교예9 | 97 | 3 | 1218 | 1465 | 5.4 |
| 비교예10 | 96 | 4 | 1125 | 1419 | 5.9 |
| 비교예11 | 96 | 4 | 1204 | 1462 | 5.4 |
| 비교예12 | 97 | 3 | 1202 | 1463 | 4.6 |
| 비교예13 | 82 | 18 | 691 | 1033 | 12.3 |
| 비교예14 | 89 | 11 | 1023 | 1429 | 6.5 |
| 발명예1 | 97 | 3 | 1359 | 1724 | 5.4 |
| 발명예2 | 98 | 2 | 1417 | 1755 | 5.9 |
| 발명예3 | 99 | 1 | 1422 | 1755 | 5.5 |
| 발명예4 | 98 | 2 | 1376 | 1745 | 5.2 |
| 발명예5 | 98 | 2 | 1404 | 1735 | 5.4 |
| 발명예6 | 99 | 1 | 1423 | 1762 | 5.5 |
| 발명예7 | 97 | 3 | 1282 | 1520 | 5.8 |
| 발명예8 | 98 | 2 | 1405 | 1749 | 5.0 |
| 발명예9 | 99 | 1 | 1423 | 1751 | 5.4 |
| 발명예10 | 100 | 0 | 1427 | 1811 | 6.0 |
| 발명예11 | 98 | 2 | 1363 | 1706 | 4.7 |
| 발명예 12 | 98 | 2 | 1188 | 1599 | 6.8 |
| 단, M은 마르텐사이트, F는 페라이트, B는 베이나이트임. | |||||
상기 표 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 12는 인장강도 1500MPa 이상으로 초고강도를 가지는 것을 확인할 수 있다.
그러나, 비교예 1 내지 12는 C 및 Mn의 함량에 관한 관계식 1을 만족하지 아니하여 강도가 열위하게 나타났으며, 비교예 13 및 14는 서냉시 냉각속도가 지나치게 낮아 강판의 미세조직으로 페라이트 및 베이나이트가 과다하게 형성되었으며, 이로 인해 강도가 열위하게 나타났다.
Claims (7)
- 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~2.0%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5% 이하(0은 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0은 제외), B: 0.005% 이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 C 및 Mn 은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는 형상품질이 우수한 초고강도 냉연강판.
[관계식 1]
3450C+207Mn≥1000
- 제 1항에 있어서,
미세조직은 90면적% 이상의 마르텐사이트와 10면적% 이하의 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판.
- 청구항 1에 있어서,
상기 냉연강판은 인장강도가 1500MPa이상인 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판.
- 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.5~2.0%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.5% 이하(0은 제외), Ti: 48/14 [N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0은 제외), B: 0.005% 이하(0은 제외), N: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~Ar3+100℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 Ac3~900℃에서 소둔하는 단계;
상기 소둔된 냉연강판을 700~800℃까지 서냉하는 단계;
상기 서냉된 냉연강판을 수냉하는 단계; 및
상기 수냉된 냉연강판을 150~250℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
- 청구항 4에 있어서,
상기 서냉은 13~30℃/s의 속도로 행하여지는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
- 청구항 4에 있어서,
상기 수냉은 100℃/s 이상의 속도로 행하여지는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
- 청구항 4에 있어서,
상기 템퍼링은 120~1800초간 행하여지는 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
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|---|---|---|---|---|
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