KR100685030B1 - 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법 - Google Patents

내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100685030B1
KR100685030B1 KR1020050061691A KR20050061691A KR100685030B1 KR 100685030 B1 KR100685030 B1 KR 100685030B1 KR 1020050061691 A KR1020050061691 A KR 1020050061691A KR 20050061691 A KR20050061691 A KR 20050061691A KR 100685030 B1 KR100685030 B1 KR 100685030B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
deep
steel
plating
Prior art date
Application number
KR1020050061691A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20070006393A (ko
Inventor
강희재
진광근
한상호
최창식
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020050061691A priority Critical patent/KR100685030B1/ko
Priority to US11/994,630 priority patent/US20080196799A1/en
Priority to EP06769200A priority patent/EP1920078B1/en
Priority to PCT/KR2006/002657 priority patent/WO2007007983A1/en
Priority to AT06769200T priority patent/ATE550448T1/de
Priority to CN2006800250138A priority patent/CN101218363B/zh
Priority to JP2008520188A priority patent/JP4848423B2/ja
Publication of KR20070006393A publication Critical patent/KR20070006393A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100685030B1 publication Critical patent/KR100685030B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)

Abstract

본 발명은 주로 자동차 내, 외판용으로 사용되는 심가공용 박강판에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.06~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.10~0.40%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.003~0.010%, Nb: 0.003~0.040%, B: 0.0002~0.0020%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 성분중 Ti, Al, B 및 N가 1.0 ≤(Ti[%]+Al[%]/16+6B[%])/3.43N[%] ≤4.1의 관계를 만족하고, 상기 성분중 Nb, Al 및 C가 0.7 ≤(Nb[%]+Al[%]/20)/7.75C[%] ≤3.5의 관계를 만족하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판 및 그 제조방법을 포함한다.
본 발명은 우수한 성형성을 가질 뿐만 아니라, 내2차가공취성, 용접부 피로특성 및 미려한 표면품질을 나타내는 심가공용 고강도 박강판을 제공할 수 있다.
성형성, 내2차가공취성, 피로특성, 표면특성, 심가공, 박강판

Description

내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판 및 그 제조방법{Steel sheet for deep drawing having excellent resistance to secondary work embrittlement, fatigue property and coatability, and method for manufacturing the same}
본 발명은 주로 자동차 내, 외판용으로 사용되는 심가공용 박강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 인장강도 28~50kgf/㎟의 강도를 가지면서 동시에 종래의 심가공용 고강도강보다 훨씬 우수한 성형성을 나타낼 뿐만 아니라 내2차가공취성, 용접부 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 자동차 성형품의 복잡화, 일체화의 경향에 따라 더욱 더 높은 수준의 성형성을 갖는 강판이 요구되고 있을 뿐만 아니라, 한편으로는 자동차 사용환경의 측면에서 내2차가공취성 및 용접부 피로특성이 우수하고, 도금표면이 미려한 강판이 요구되고 있다. 일반적으로, 강판의 성형성 및 강도를 올리기 위해서는 강중의 불순물을 최소화시킨 고순도강을 이용하면서 가공성 향상 원소 (Ti, Nb 등의 탄질화물 형성원소) 및 강도 향상 원소(Mn, P, Si 등의 고용강화원소)를 첨가함으로써 제조하는 것이 통상적이다. 그러나, 철강재료의 특성상, 성형성과 강도를 동시에 올리는 것이 쉽지 않을 뿐만 아니라, 기본적으로 초심가공용 박강판은 고순도강을 이용하여 제조하기 때문에 결정립계가 취화하여 내2차가공취성과 용접부 피로특성이 현저히 떨어지는 특성을 보이는 것이 일반적이다.
상기와 같은 요구에 부응하는 제품을 제조하기 위하여, 그 동안 일본 고로사들을 중심으로 많은 연구가 진행되어 왔으며, 이러한 연구를 통하여 개발된 공지의 심가공용 박강판 제조기술에 대한 내용을 간략하게 설명하면 다음과 같다.
통상 심가공용 박강판을 제조하기 위해서는 양호한 성형성의 확보를 위해 제강공정에서 C, N과 같은 침입형 고용원소의 양을 50ppm 이하로 낮추고, 별도로 탄질화물 형성원소인 Ti, Nb 등을 단독 또는 복합으로 첨가한 소위 극저탄소 IF(Interstitial Free)강을 이용하여 제조하는 것이 일반적이다. 상기 IF강을 이용하여 심가공용 박강판을 제조하는 기술들의 공통점은 극저탄소강에 가공성 확보를 위하여 Ti 또는 Nb 등의 탄질화물 형성원소를 0.01~0.07%정도 첨가하게 되나, 이 경우 결정립계를 강화시키는 역할을 하는 침입형 고용원소가 강중에 존재하지 않기 때문에 2차가공취성이 발생하고 점용접부의 피로특성이 저하되는 등의 문제가 발생된다. 이러한 문제는 P, Mn 등의 고용강화원소가 첨가된 심가공용 고강도강에서 더욱 문제가 되며, 따라서 B 등의 입계강화원소를 첨가하는 기술(일본 공개특허공보 평6-57373호, 평7-179946호) 및 강중 탄소함량을 60ppm 이하로 제한하는 기술(일본 공개특허공보 2000-303144호, 2001-131695호)들이 제안되었으나, 이러한 기술들의 경우 가공성의 하락은 피할 수 없을 뿐만 아니라 GA도금 제품을 만드는 경우 도금특성이 저하되는 등의 문제점이 상존하고 있다.
또한, 본 발명자가 출원한 국내 공개특허공보 2004-0002768호는 자동차 강판 등의 용도에 유용한 초심가공용 고강도 박강판과 그 제조방법에 관한 것으로, 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.02% 이하, Mn: 1.5% 이하, P: 0.03~0.15%, S: 0.02% 이하, Sol.Al: 0.03~0.40%, N: 0.004% 이하, Ti: 0.005~0.040%, Nb: 0.002~0.020%, 여기에 B: 0.0001~0.0020%와 Mo: 0.005~0.02%에서 선택된 1종 이상을 포함하여 이루어지며, Ti 및 Nb 복합첨가강에서 가공성을 향상시키는데 특징이 있다. 그러나, 상기 종래기술은 Ti과 Nb을 복합적으로 제어함에 의하여 가공성을 향상시키는 것은 가능하나, 최근 자동차 강판에서 요구되는 내2차가공취성 및 피로특성 등을 확보할 수 없는 문제점이 있었다.
본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 도금특성에 좋지 않은 Ti함량을 낮추고 가공성 및 도금특성에 유리한 Al함량을 높임과 아울러 Ti, Al, B 및 N의 함량과, Nb, Al 및 C의 함량을 복합적으로 제어함으로써, 종래의 심가공용 고강도강보다 우수한 성형성을 가질 뿐만 아니라, 내2차가공취성, 용접부 피로특성 및 미려한 표면품질을 나타내는 심가공용 고강도 박강판을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.06~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.10~0.40%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.003~0.010%, Nb: 0.003~0.040%, B: 0.0002~0.0020%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
상기 성분중 Ti, Al, B 및 N가 1.0 ≤(Ti[%]+Al[%]/16+6B[%])/3.43N[%] ≤4.1의 관계를 만족하고,
상기 성분중 Nb, Al 및 C가 0.7 ≤(Nb[%]+Al[%]/20)/7.75C[%] ≤3.5의 관계를 만족하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.06~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.10~0.40%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.003~0.010%, Nb: 0.003~0.040%, B: 0.0002~0.0020%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
상기 성분중 Ti, Al, B 및 N가 1.0 ≤(Ti[%]+Al[%]/16+6B[%])/3.43N[%] ≤4.1의 관계를 만족하고,
상기 성분중 Nb, Al 및 C가 0.7 ≤(Nb[%]+Al[%]/20)/7.75C[%] ≤3.5의 관계를 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도 880℃ 이상에서 열간압연한 다음 권취하는 단계; 및
상기 권취된 열연판을 65% 이상의 압하율로 냉간압연한 다음 780~860℃에서 연속소둔하는 단계;를 포함하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명은 도금특성에 좋지 않은 Ti함량을 낮추고, 가공성 및 도금특성에 유리한 Al함량을 높임과 아울러 Ti, Al, B 및 N의 함량과, Nb, Al 및 C의 함량을 복합적으로 제어함으로써 종래의 심가공용 고강도 강보다 우수한 가공성을 가질 뿐만 아니라, 내2차가공취성, 용접부 피로특성 및 도금특성도 동시에 확보하는 것이 가능하다는데 그 특징이 있으며, 이하 본 발명을 강조성과 제조공정으로 나누어 상세하게 설명한다.
[강조성]
C: 0.010중량% 이하(이하, 단지 '%'로 기재함)
상기 C는 강중 침입형 고용원소로 작용하여 냉연 및 소둔시 강판의 집합조직 형성과정에서 가공성에 유리한 {111} 집합조직의 형성을 저해하는 성분이다. 상기 C의 함량이 0.010%를 초과하면 탄질화물 형성원소인 Ti, Nb의 첨가량을 높여야 하기 때문에 경제적으로 불리하므로, 그 함량을 0.010% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.02% 이하
상기 Si은 표면 스케일 결함을 유발하는 성분으로, 그 t량이 0.02%를 초과 하면 소둔시 템퍼칼라 및 도금시 미도금을 발생시키므로 그 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.06~1.5%
상기 Mn은 강도확보를 위한 치환형 고용강화 원소로서, 그 함량이 0.06% 미만이면 강중 S에 의한 취성이 생길 수 있으며, 1.5%를 초과하면 연신율과 함께 r값이 급격하게 저하된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.06~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.15% 이하
상기 P도 Mn과 함께 강도상승을 위해 첨가되는 대표적인 고용강화 원소로서, 본 발명과 같은 Ti-Nb복합첨가 강종에서는 강도상승 뿐만 아니라 결정립 미세화 및 입계편석 등에 의해 r값에 유리한 {111}집합조직의 발달을 가져오지만, 그 함량이 0.15%를 초과하면 연신율의 급격한 하락과 함께 강의 취성이 크게 증가하기 때문에 그 함량을 0.15% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.020% 이하
통상 심가공용 강을 제조하는 경우, 강중 S량은 0.005% 이하로 낮게 제한되는 것이 일반적이나, 본 발명의 경우에는 Mn이 첨가되는 강이기 때문에 강중 S는 전부 MnS로서 석출되어 고용 S에 의한 가공성 하락은 피할 수 있기 때문에 압연시 의 에지크랙의 발생 위험이 있는 영역을 피하여 그 함량을 0.020% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.10~0.40%
냉연제품의 경우, 강중의 Sol.Al은 강중 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지하면서 경제적인 측면을 고려하여 그 함유량을 0.02~0.07%정도로 관리하여 생산하는 것이 일반적이다. 그러나, 본 발명의 경우에는 상기 Sol.Al이 비교적 낮은 소둔온도에서도 심가공성을 안정적으로 확보할 수 있게 해주는 역할을 할 뿐만 아니라 도금시 결정립계를 따라 표층부로 확산하여 나와 도금층을 치밀하게 만들어 내파우더링성을 개선한다. 즉, 본 발명에 있어서 강중 Sol.Al이 0.10% 이상인 경우 강중 석출물의 크기를 조대화하고 P의 재결정억제 작용을 방해하는 효과를 뚜렷하게 나타내어 재결정을 촉진시킬 뿐만 아니라 {111}계열의 집합조직을 발달시키는 역할을 하고 내파우더링성을 개선하나, 그 함량이 0.40%를 초과하는 경우에는 비용 상승 및 연주조업성을 해치기 때문에 그 함량을 0.10%~0.40%로 제한하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서 강중 Sol.Al은 탄질화물인 Ti, Nb계 석출물의 형성거동에 영향을 미쳐 석출물의 크기를 조대하게 하기 때문에 통상의 IF강에 비해 Ti,Nb를 적게 첨가하고도 더 양호한 가공성을 얻을 수 있도록 해주는 역할을 하는 핵심적인 성분이다.
N: 0.010% 이하
상기 N은 고용상태로 존재하는 경우 가공성을 크게 해치는 성분이다. 상기 N의 함량이 0.010%를 초과하는 경우 석출물로 고정하기 위한 Ti 및 Nb의 첨가량을 증가시켜야 하기 때문에 그 함량을 0.010% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.003~0.010%
상기 Ti은 본 발명의 가공성 확보 측면에서 매우 중요한 원소로서, 가공성(특히 r값) 상승효과를 내기 위해서는 최소한 0.003% 이상 첨가되어야 하나, 0.010%를 초과하는 경우 경제적으로 불리할 뿐만 아니라 합금화용융아연 도금시의 도금성에도 좋지 않은 문제점이 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.003~0.010%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.003~0.040%
상기 Nb은 Ti과 마찬가지로 본 발명의 가공성 확보 측면에서 매우 중요한 원소로서, 가공성(특히 r값) 상승효과를 내기 위해서는 최소한 0.003% 이상 첨가되어야 하나, 0.040%를 초과하는 경우 경제적으로 불리할 뿐만 아니라 도금성에도 좋지 않다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.003~0.040%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0002~0.0020%
상기 B은 입계강화원소로서 점용접부의 피로특성을 향상시키고, P입계취성을 방지하는데 유효한 성분이다. 상기 B의 함량이 0.0002% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.0020%를 초과하면 가공성이 급격하게 하락할 뿐만 아니라 도금강판의 표면특성이 열화되는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.0002~0.0020%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 내2차가공취성 및 도금성을 보다 향상시키기 위하여 Mo을 추가로 첨가하는 것이 가능하다. 이때 상기 Mo의 함량은 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 Mo의 함량이 0.05%를 초과하면 내2차가공취성 및 도금성의 개선 효과가 크게 감소할 뿐만 아니라 경제적으로도 불리하기 때문이다.
본 발명에서는 Ti의 함량을 낮추고 Al함량을 높인 상기한 성분으로 조성되는 강의 가공성, 도금성뿐만 아니라 내2차가공취성 및 피로특성도 동시에 확보하기 위하여, 하기 관계식 1과 같이 Ti첨가량에 따른 Al, B, N함량을 복합적으로 제어할 필요가 있다. 즉, 본 발명에서는 종래보다 낮은 Ti함량으로 인하여 가공성의 저하를 피할 수 없으며, 상기와 같이 Ti함량의 감소로 인한 가공성 저하를 해소하고 그외에 도금성, 내2차가공취성 및 피로특성을 동시에 확보하기 위하여 하기 관계식 1을 제한하고 있는 것이다.
[관계식 1]
1.0 ≤(Ti[%]+Al[%]/16+6B[%])/3.43N[%] ≤4.1
즉, 본 발명에서는 (Ti[%]+Al[%]/16+6B[%])/3.43N[%]가 1.0~4.1을 만족하여 야 하는데, 그 이유는 다음과 같다.
강중 Ti, Al 및 B은 N와 질화물을 형성하므로 이들 원소의 함량이 너무 적으면 고용질소에 의해 시효현상이 발생할 뿐만 아니라 드로잉성이 저하되며, 또한 강중 고용 Ti, B 등이 일정량 이상으로 많아지면 가공시 스트레칭성이 떨어지고 도금특성도 저하된다. 즉, 상기 경험식에 의하여 계산된 값이 1.0 미만이면 시효현상이 발생될 뿐만 아니라 드로잉성이 저하될 뿐만 아니라 내2차가공취성 및 피로특성을 확보할 수 없고, 4.1을 초과하는 경우에는 스트레칭성이 떨어질 뿐만 아니라 도금특성도 저하된다. 따라서, 상기 (Ti[%]+Al[%]/16+6B[%])/3.43N[%]는 1.0~4.1을 만족하도록 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하여 심가공성 및 스트레칭성을 보다 안정적으로 확보할 필요가 있다. 즉, 본 발명에서는 Ti함량을 기존보다 낮게 관리하게 되며, 이에 심가공성 및 스트레칭성 등의 가공성을 추가적으로 확보하는 것이 필요하며, 이를 위하여 본 발명에서는 하기 관계식 2와 같이 Nb, Al 및 C의 함량을 복합적으로 제어하게 된다.
[관계식 2]
0.7 ≤(Nb[%]+Al[%]/20)/7.75C[%] ≤3.5
상기 경험식에 의하여 계산된 값이 0.7 미만이면 강중 C의 스캐벤징(scavenging)이 불완전하여 드로잉성이 떨어질 수 있으며, 3.5를 초과하는 경우에는 강중 고용 Nb의 양이 증가하여 스트레칭성이 떨어지는 문제점이 있다.
본 발명의 강판내에는 Nb-Ti-Al-N-C계 복합석출물이 형성되며, 이때 상기 Nb-Ti-Al-N-C계 복합석출물의 평균 크기를 40nm 이상으로 제어한다면 강판의 가공성을 보다 향상시킬 수 있어 보다 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 Nb-Ti-Al-N-C계 복합석출물중 Ti4C2S2를 50% 이상으로, 그리고 TiC를 5% 미만으로 제한함으로써, 가공성 및 도금특성을 보다 향상시킬 수 있다. 상기 Ti4C2S2는 본 발명이 목적으로 하는 물성중 가공성 및 도금특성에 유리한 석출물로써, 복합석출물중 상기 Ti4C2S2의 분율을 50% 이상으로 제한한다면, 가공성 및 도금특성을 보다 양호하게 확보할 수 있다. 또한, 상기 TiC는 본 발명의 물성중 도금특성에 특히 좋지 않은 석출물로써, 복합석출물중 상기 TiC의 분율을 5% 미만으로 제한한다면, 보다 양호한 도금특성을 확보할 수 있게 된다. 상기와 같은 복합석출물의 제어는 본 발명의 제조공정중 열간압연의 압하배분비와 밀접하게 관련이 있다.
본 발명은 상기의 성분범위를 만족하면서, 각 성분들이 하기 관계식 3을 만족하도록 제어함으로써 원하는 인장강도를 쉽게 얻을 수 있다.
[관계식 3]
28 ≤27.6 + 4.81Mn[%] + 90.7P[%] + 132Nb[%] + 30Mo[%] + 180B[%] ≤50
즉, 본 발명에서는 27.6 + 4.81Mn[%] + 90.7P[%] + 132Nb[%] + 30Mo[%] + 180B[%]에 의해 계산된 값이 28에서 50사이의 값을 갖도록 제어할 수 있다. 상기 관계식은 본 발명의 인장강도 회귀식으로, 각 성분이 인장강도에 미치는 영향도를 계수화하여 나타낸 경험식으로서, 상기식을 만족하면 상업적으로 판매되는 인장강도 28, 35, 40 및 45kgf/㎟급 심가공용 제품의 재질을 용이하게 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조공정을 살펴본다.
[제조공정]
먼저, 본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1100~1250℃로 재가열하는데, 그 이유는 상기 재가열온도가 1100℃ 미만이면 이후의 열간압연이 어려울 수 있으며, 1250℃를 초과하면 표면불량이 발생될 수 있기 때문이다.
이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연한 다음 권취한다. 이때 상기 열간압연시 마무리 압연온도는 880℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 마무리 압연온도가 880℃ 미만이면 혼립이 발생하여 재질불량의 원인이 될 수 있기 때문이다. 또한, 본 발명에서는 최종제품의 r값을 높이기 위하여 열간압연시 조압연과 마무리압연의 압하배분비(조압연시 압하량/마무리압연시 압하량)를 적절하게 제어하는 것이 보다 바람직하다. 즉, 본 발명에서 상기 조압연과 마무리압연의 압하배분비를 1.0~3.5로 제한하는 것이 보다 바람직한데, 그 이유는 상기 압하배분비가 1.0 미만이면 마무리압연의 압하량이 너무 커져 압연시 부하가 증대될 뿐만 아니라 석출물중 Ti4C2S2의 분율을 50% 이상으로 또한 TiC를 5% 미만으로 제어할 수 없고, 3.5를 초과하면 r값의 상승효과가 거의 나타나지 않기 때문이며, 이에 대하여 보다 상세하게 살펴보면 다음과 같다.
본 발명의 강중에 첨가된 Ti, Nb 등은 질소, 황, 탄소와 같은 강중 불순물 고용원소와 결합하여 석출물을 형성하게 되는 바, 이들 석출물들의 크기 및 분포상태는 최종 냉연제품의 가공성에 크게 영향을 미치게 된다. 즉, 열연판 중의 C, N, S 등의 불순물 원소가 전부 석출물로 고정된 상태에서 석출물의 크기가 수십Å 이하인 극미세 석출물을 대신하여 주로 수백Å 이상의 석출물이 균일하게 분포하는 경우에 최종제품인 냉연강판의 r값이 크게 개선되는 것이다. 한편, 이들 석출물이 활발하게 석출되는 온도대는 주로 열간압연시의 온도영역과 일치하기 때문에 결국 극저탄소강중의 석출물의 크기 및 분포상태는 열간압연온도 및 압하량등에 의해 크게 좌우된다. 상기 석출물들은 압연시 동적석출에 의해 석출이 촉진되므로 석출이 가장 활발하게 일어나는 온도영역에서 압하량을 크게 할수록 석출물의 형성이 용이한 것이다. 따라서 마무리압연의 압하량을 높일수록 석출물의 형성이 용이할 뿐만 아니라, 그 크기도 동적석출물이기 때문에 수백Å이상의 크기가 주종을 이루어 강중에 존재하는 Nb-Ti-Al-N-C계 복합 석출물들의 평균 크기가 40nm 이상이 되며 또한 가공성 및 도금특성에 유리한 Ti4C2S2의 분율을 증가시키고 가공성 및 도금특성에 불리한 TiC 석출물의 분율을 감소시킬 수 있는 것이다. 즉, 본원발명에서 압하배분비를 제한하는 이유는 마무리압연의 압하량을 높여, 열연판중에 고용원소는 존재하지 않으면서 주로 수백Å이상 크기의 석출물이 분포하도록 조장함과 아울러 가공성 및 도금특성에 유리한 석출물의 분율은 높이고, 가공성 및 도금특성에 불리한 석출물의 분율은 낮춤으로써 최종제품의 r값 및 도금특성을 향상시키기 위한 수단 인 것이다.
이후, 상기와 같이 권취된 열연판을 냉간압연한 다음 연속소둔한다. 이때 상기 냉간압연시 압하율은 65% 이상으로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 냉간압하율이 65% 미만이면 1.9 이상의 고r값을 얻기가 어렵기 때문이다. 또한, 상기 연속소둔시 소둔온도는 780~860℃로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 소둔온도가 780℃ 미만이면 1.9 이상의 고r값을 얻기가 어려우며, 860℃를 초과하는 경우에는 고온소둔으로 인하여 조업상 스트립의 통판성 등에 문제가 발생할 위험성이 매우 높기 때문이다. 이러한 본 발명의 연속소둔온도는 통상의 심가공용 강판의 제조방법에서 이용하는 온도구간(880~930℃)보다 훨씬 낮기 때문에 더욱 경제적이면서 뛰어난 조업성을 제공하는 특징이 있다.
상기와 같이 제조된 냉연강판은 이후 필요에 따라 통상적인 도금공정에 의하여 처리될 수 있다. 상기 도금은 아연도금 및 합금화 용융아연도금 등을 예로 들 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 일실시예일뿐 본 발명의 범위가 이러한 실시예의 기재범위에 의하여 제한되는 것은 아니다.
[실시예1]
하기 표 1과 같이 조성된 강 슬라브를 1180℃로 재가열한 다음 910℃로 마무리열간압연하고, 650℃에서 권취하였다. 상기 권취된 열연판을 표 2의 조건으로 냉 간압연 및 연속소둔처리하였다. 상기와 같이 얻어진 냉연강판의 기계적 특성을 평가하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다. 이때 내2차가공취성의 평가는 가공비 1.9의 조건으로 성형한 컵을 옆으로 거취시켜 놓고 추를 낙하시켜 연성-취성천이온도(DBTT, Ductile-Brittle Transition Temperature)를 측정하는 방식으로 평가하였다. 또한, 피로특성은 점 용접한 시편을 60Hz의 조건으로 일천만번 반복하중을 주어 파괴가 발생되지 않는 조건으로 평가하였으며, 내파우더링성은 드로잉 비율 2.0으로 커핑(cupping)을 실시하는 경우의 도금층 탈락비율을 중량비로 계산하여 측정하였다.
Figure 112005037084360-pat00001
구분 냉간 압하율 (%) 연속소둔 온도 (℃) 인장강도 (kgf/㎟) 연신율 (%) r값 DBTT (℃) 피로강도 (kgf) 내파우더링성(도금층 무게감량) 석출물 평균크기(nm)
발명강1 78 835 28.9 49.8 2.32 -70 85 10% 54
발명강2 78 830 30.1 47.9 2.24 -70 80 14% 56
발명강3 78 830 30.4 47.6 2.08 -80 85 6% 49
발명강4 78 835 29.7 50.4 2.19 -80 85 8% 51
비교강1 78 830 31.3 45.8 1.78 -50 75 15% 14
비교강2 78 830 29.9 47.9 2.22 -40 75 12% 12
비교강3 78 830 28.7 48.7 1.98 -50 70 19% 24
발명강5 75 825 35.2 43.2 2.34 -70 130 12% 68
발명강6 75 830 35.9 44.1 2.41 -70 140 6% 62
발명강7 75 815 36.1 45.0 2.28 -70 130 10% 60
발명강8 73 810 36.8 44.3 2.45 -60 140 5% 70
비교강4 75 830 37.2 41.2 1.74 -50 125 15% 11
비교강5 75 830 35.8 45.2 1.89 -50 120 18% 28
비교강6 75 830 35.4 45.3 1.85 -60 120 14% 23
발명강9 75 815 42.3 35.9 2.21 -50 150 8% 55
발명강10 78 830 41.8 36.2 2.18 -50 150 9% 52
발명강11 75 798 41.6 37.0 2.26 -40 160 4% 60
발명강12 78 825 42.1 36.7 2.41 -50 150 3% 69
비교강7 75 830 43.1 34.2 1.67 -40 140 12% 10
비교강8 75 830 41.4 37.2 1.82 -40 140 9% 18
비교강9 73 830 40.9 36.8 1.79 -40 150 19% 20
발명강13 68 793 45.5 33.9 2.18 -40 170 11% 52
발명강14 68 812 46.3 33.2 2.13 -40 160 13% 55
발명강15 70 820 46.6 34.0 2.26 -40 170 6% 63
발명강16 70 828 47.1 33.7 2.34 -40 170 4% 70
비교강10 70 830 47.4 30.1 1.57 -30 160 13% 8
비교강11 68 840 45.2 34.2 1.78 -30 150 12% 21
비교강12 70 830 45.9 33.8 1.75 -40 160 20% 18
상기 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명강(1~16)은 가공성이 우수하였을 뿐만 아니라 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성(내파우더링성)이 우수하게 나타났다.
그러나, 본 발명의 성분범위나 관계식을 만족하지 않는 비교강(1~12)은 가공성이 발명강에 비하여 열위하였을 뿐만 아니라 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성 또한 발명강에 비하여 좋지 않았다. 특히, 본 발명의 성분범위를 만족하지만 관계식을 만족하지 않는 비교강(1,4,7,10)은 연신율, r값, 내2차가공취성 및 피로강도 등이 발명예보다 부족한 문제점이 있었다.
[실시예2]
상기 표 1의 발명강1 및 발명강5를 1180℃로 재가열한 다음 910℃로 마무리열간압연하고, 650℃에서 권취하였다. 이때 상기 열간압연시 압하배분비(조압연시 압하량/마무리압연시 압하량)를 하기 표 3의 조건으로 하였으며, 이후 상기 권취된 열연판을 표 2의 조건(발명강1 및 발명강5의 조건)으로 냉간압연 및 연속소둔처리하였다.
상기와 같이 얻어진 시편의 기계적 특성을 평가하고, 석출물 분포를 살펴보았으며, 그 결과는 하기 표 3과 같다.
구분 강종 압하 배분비 r값 내파우더링성(도금층 무게감량) 석출물 평균크기 (nm) 석출물중 Ti4C2S2 분율(%) 석출물중 TiC 분율(%)
발명예1 발명강1 0.8 1.95 15 16 43 12
발명예2 발명강1 2.1 2.32 10 56 62 1
발명예3 발명강1 3.7 1.82 19 32 38 9
발명예4 발명강5 0.7 1.93 18 28 40 8
발명예5 발명강5 2.2 2.34 12 68 65 2
발명예6 발명강5 3.9 1.92 15 15 42 10
상기 표 3에서 알 수 있는 바와 같이, 압하배분비를 1.0~3.5로 제어한 발명예2 및 5는 압하배분비가 1.0~3.5를 만족하지 않는 발명예(1,3,4,6)에 비하여 r값및 도금특성이 우수하게 나타났으며, 이는 석출물의 평균크기가 조대해졌을 뿐만 아니라 가공성에 유리한 Ti4C2S2 석출물의 분율이 증가하고 도금특성에 불리한 TiC 석출물의 분율이 감소하였기 때문인 것으로 나타났다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 종래의 심가공용 고강도강보다 우수한 성형성을 가질 뿐만 아니라, 내2차가공취성, 용접부 피로특성 및 미려한 표면품질을 나타내는 심가공용 고강도 박강판을 제공할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 실시예를 통하여 상세히 설명되었지만, 본 발명은 이러한 실시예의 내용에 제한되는 것은 아니다. 본원이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면, 비록 실시예에 제시되지 않았지만 첨부된 청구항의 기재범위내에서 다양한 다양한 본원발명에 대한 모조나 개량이 가능하며, 이들 모두 본원발명의 기술적 범위에 속함은 너무나 자명하다 할 것이다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.06~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.10~0.40%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.003%이상~0.010%미만, Nb: 0.003~0.040%, B: 0.0002~0.0020%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
    상기 성분중 Ti, Al, B 및 N가 1.0 ≤(Ti[%]+Al[%]/16+6B[%])/3.43N[%] ≤4.1의 관계를 만족하고,
    상기 성분중 Nb, Al 및 C가 0.7 ≤(Nb[%]+Al[%]/20)/7.75C[%] ≤3.5의 관계를 만족하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강조성에 Mo: 0.05% 이하를 추가로 포함함을 특징으로 하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 박강판내 Nb-Ti-Al-N-C계 복합석출물의 평균 크기가 40∼70nm이고, 복합석출물중 Ti4C2S2가 50% 이상, TiC가 5% 미만임을 특징으로 하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 박강판은 하기 인장강도(TS)식에 의하여 계산된 인장 강도가 28~50kgf/㎟을 만족하도록 상기 Mn, P, Nb, Mo 및 B의 함량을 제어함을 특징으로 하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판.
    TS = 27.6 + 4.81Mn[%] + 90.7P[%] + 132Nb[%] + 30Mo[%] + 180B[%]
  5. 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.02% 이하, Mn: 0.06~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.10~0.40%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.003~0.010%, Nb: 0.003~0.040%, B: 0.0002~0.0020%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
    상기 성분중 Ti, Al, B 및 N가 1.0 ≤(Ti[%]+Al[%]/16+6B[%])/3.43N[%] ≤4.1의 관계를 만족하고,
    상기 성분중 Nb, Al 및 C가 0.7 ≤(Nb[%]+Al[%]/20)/7.75C[%] ≤3.5의 관계를 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도 880℃ 이상에서 열간압연한 다음 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연판을 65% 이상의 압하율로 냉간압연한 다음 780~860℃에서 연속소둔하는 단계;를 포함하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서, 상기 강조성에 Mo: 0.05% 이하를 추가로 포함함을 특징으로 하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방 법.
  7. 제 5항에 있어서, 상기 박강판내 Nb-Ti-Al-N-C계 복합석출물의 평균 크기가 40∼70nm이고, 복합석출물중 Ti4C2S2가 50% 이상, TiC가 5% 미만임을 특징으로 하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법.
  8. 제 5항에 있어서, 상기 박강판은 하기 인장강도(TS)식에 의하여 계산된 인장강도가 28~50kgf/㎟을 만족하도록 상기 Mn, P, Nb, Mo 및 B의 함량을 제어함을 특징으로 하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법.
    TS = 27.6 + 4.81Mn[%] + 90.7P[%] + 132Nb[%] + 30Mo[%] + 180B[%]
  9. 제 5항에 있어서, 상기 열간압연시 조압연과 마무리압연의 압하배분비가 1.0~3.5인 것을 특징으로 하는 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법.
KR1020050061691A 2005-07-08 2005-07-08 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법 KR100685030B1 (ko)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020050061691A KR100685030B1 (ko) 2005-07-08 2005-07-08 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법
US11/994,630 US20080196799A1 (en) 2005-07-08 2006-07-07 Steel Sheet for Deep Drawing Having Excellent Secondary Work Embrittlement Resistance, Fatigue Properties and Plating Properties, and Method for Manufacturing the Same
EP06769200A EP1920078B1 (en) 2005-07-08 2006-07-07 Steel sheet for deep drawing having excellent secondary work embrittlement resistance, fatigue properties and plating properties, and method for manufacturing the same
PCT/KR2006/002657 WO2007007983A1 (en) 2005-07-08 2006-07-07 Steel sheet for deep drawing having excellent secondary work embrittlement resistance, fatigue properties and plating properties, and method for manufacturing the same
AT06769200T ATE550448T1 (de) 2005-07-08 2006-07-07 Stahlblech zum tiefziehen mit hervorragender beständigkeit gegen verformungsinduzierte versprödung, hervorragenden ermüdungseigenschaften und hervorragenden plattierungseigenschaften und herstellungsverfahren dafür
CN2006800250138A CN101218363B (zh) 2005-07-08 2006-07-07 用于深冲的具有极好的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能的钢板及其制造方法
JP2008520188A JP4848423B2 (ja) 2005-07-08 2006-07-07 耐２次加工脆性、疲労特性及びメッキ特性に優れている深絞り用薄鋼板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020050061691A KR100685030B1 (ko) 2005-07-08 2005-07-08 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20070006393A KR20070006393A (ko) 2007-01-11
KR100685030B1 true KR100685030B1 (ko) 2007-02-20

Family

ID=37637321

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020050061691A KR100685030B1 (ko) 2005-07-08 2005-07-08 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20080196799A1 (ko)
EP (1) EP1920078B1 (ko)
JP (1) JP4848423B2 (ko)
KR (1) KR100685030B1 (ko)
CN (1) CN101218363B (ko)
AT (1) ATE550448T1 (ko)
WO (1) WO2007007983A1 (ko)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20070038730A (ko) 2005-10-06 2007-04-11 주식회사 포스코 항복비가 우수한 석출강화형 냉연강판 및 그 제조방법
JP5765080B2 (ja) * 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102912226A (zh) * 2012-10-17 2013-02-06 首钢总公司 一种抗二次加工脆性dc06汽车用钢及其生产方法
CN106191368B (zh) * 2015-04-30 2018-06-26 上海梅山钢铁股份有限公司 一种高铝超低钛钢水的生产方法
KR102484978B1 (ko) * 2020-12-11 2023-01-05 주식회사 포스코 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1017994A (ja) 1996-07-02 1998-01-20 Kobe Steel Ltd 耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR20010059365A (ko) * 1999-12-30 2001-07-06 이구택 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20020044242A (ko) * 2000-12-05 2002-06-15 이구택 드로잉성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 냉연강판 및그 제조방법
KR20030052248A (ko) * 2001-11-26 2003-06-27 주식회사 포스코 가공성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 냉연강판의제조방법

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2752657B2 (ja) * 1988-10-13 1998-05-18 川崎製鉄株式会社 深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板
JP2582894B2 (ja) * 1989-04-04 1997-02-19 株式会社神戸製鋼所 深絞り用熱延鋼板及びその製法
JP3049104B2 (ja) * 1991-03-13 2000-06-05 川崎製鉄株式会社 深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法
JP2781297B2 (ja) * 1991-10-29 1998-07-30 川崎製鉄株式会社 耐２次加工脆性に優れ面内異方性の少ない冷延薄鋼板の製造方法
JP3234644B2 (ja) 1992-08-10 2001-12-04 川崎製鉄株式会社 耐二次加工脆性に優れる高ｒ値高張力冷延鋼板及びその製造方法
US5690755A (en) * 1992-08-31 1997-11-25 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same
US5531839A (en) * 1993-10-05 1996-07-02 Nkk Corporation Continously annealed cold-rolled steel sheet excellent in balance between deep drawability and resistance to secondary-work embrittlement and method for manufacturing same
JPH07179946A (ja) 1993-12-24 1995-07-18 Kawasaki Steel Corp 耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法
JP3293015B2 (ja) * 1995-02-23 2002-06-17 新日本製鐵株式会社 加工性の均一性に優れた冷延鋼板
JP3420370B2 (ja) * 1995-03-16 2003-06-23 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性に優れた薄鋼板およびその製造方法
JPH1060544A (ja) * 1996-08-13 1998-03-03 Kobe Steel Ltd 高密度エネルギーの照射による薄鋼板の焼入れ強化方法
JPH1150211A (ja) * 1997-08-05 1999-02-23 Kawasaki Steel Corp 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法
JP3840855B2 (ja) 1999-02-15 2006-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐二次加工脆性および成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP3534023B2 (ja) 1999-11-05 2004-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US20030015263A1 (en) * 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
KR100544645B1 (ko) * 2001-12-24 2006-01-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 복합조직 냉연강판 제조방법
US20040250930A1 (en) * 2002-06-28 2004-12-16 Hee-Jae Kang Super formable high strength steel sheet and method of manufacturing thereof
KR100946067B1 (ko) * 2002-12-27 2010-03-10 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 용융도금용 소부경화형 냉연강판제조방법
US20070181232A1 (en) * 2004-03-25 2007-08-09 Posco Cold rolled steel sheet and hot dipped steel sheet with superior strength and bake hardenability and method for manufacturing the steel sheets

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1017994A (ja) 1996-07-02 1998-01-20 Kobe Steel Ltd 耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR20010059365A (ko) * 1999-12-30 2001-07-06 이구택 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20020044242A (ko) * 2000-12-05 2002-06-15 이구택 드로잉성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 냉연강판 및그 제조방법
KR20030052248A (ko) * 2001-11-26 2003-06-27 주식회사 포스코 가공성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 냉연강판의제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20070006393A (ko) 2007-01-11
JP4848423B2 (ja) 2011-12-28
US20080196799A1 (en) 2008-08-21
EP1920078A4 (en) 2010-03-24
WO2007007983A9 (en) 2010-09-16
ATE550448T1 (de) 2012-04-15
EP1920078A1 (en) 2008-05-14
JP2009500524A (ja) 2009-01-08
EP1920078B1 (en) 2012-03-21
CN101218363A (zh) 2008-07-09
WO2007007983A1 (en) 2007-01-18
CN101218363B (zh) 2010-12-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5042232B2 (ja) 成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法
KR100979020B1 (ko) 초심가공용 고강도 박강판과 그 제조방법
KR101220619B1 (ko) 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR100797238B1 (ko) 가공성이 우수한 심가공용 박강판의 제조방법
KR100685030B1 (ko) 내2차가공취성, 피로특성 및 도금특성이 우수한 심가공용박강판 및 그 제조방법
KR20190077176A (ko) 상온내시효성 및 소부경화성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR20050095537A (ko) 고강도 소부경화형 냉간압연강판, 용용도금강판 및 그제조방법
KR100832991B1 (ko) 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
KR102276740B1 (ko) 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101185233B1 (ko) 산세성 및 성형성이 우수한 극저탄소 냉연용 열연강판 및 그 제조 방법
KR20100001330A (ko) 성형성과 도금성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및그의 제조방법
KR20150075351A (ko) 압연강판 및 그의 제조방법
KR101657799B1 (ko) 연신율이 우수한 아연도금강판 및 그 제조방법
KR102209569B1 (ko) 고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR101228746B1 (ko) 가공성이 우수한 심가공용 냉연강판 및 그 제조방법
KR20110125860A (ko) 가공성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
KR101070121B1 (ko) 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판및 합금화용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR100951259B1 (ko) 초고성형 고강도 박강판 및 그 제조방법
KR100957969B1 (ko) 용접성이 우수한 고항복비 고강도 냉연강판,용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR100711362B1 (ko) 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판 및 그제조방법
JP2006274288A (ja) 表面外観に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板
KR100711359B1 (ko) 면내이방성이 우수한 소부경화형 박강판 및 그 제조방법
KR20220064621A (ko) 성형성이 우수한 고강도 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR100627479B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 초심가공용 박강판의 제조방법
KR100643359B1 (ko) 내2차가공취성 및 표면품질이 우수한 자동차용 Ｔｉ―Ｍｎ프리 고성형 고강도 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130206

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140212

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150206

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160212

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170213

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180202

Year of fee payment: 12

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190212

Year of fee payment: 13

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200212

Year of fee payment: 14