KR101171114B1 - 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법 - Google Patents

내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101171114B1
KR101171114B1 KR1020040107081A KR20040107081A KR101171114B1 KR 101171114 B1 KR101171114 B1 KR 101171114B1 KR 1020040107081 A KR1020040107081 A KR 1020040107081A KR 20040107081 A KR20040107081 A KR 20040107081A KR 101171114 B1 KR101171114 B1 KR 101171114B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
aging
cold rolled
high strength
Prior art date
Application number
KR1020040107081A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20050116348A (ko
Inventor
윤정봉
조뇌하
강기봉
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
Publication of KR20050116348A publication Critical patent/KR20050116348A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101171114B1 publication Critical patent/KR101171114B1/ko

Links

Images

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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C21D8/0426—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
    • C21D8/04—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
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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

Abstract

자동차, 가전제품 등의 소재로 사용되는 고강도 냉연강판과 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 냉연강판은, 중량%로 C:0.0005~0.003%, Mn:0.03~0.2%, S:0.003~0.025%, Al:0.01~0.08%, N:0.004%이하, P:0.03~0.2%, Cu:0.005~0.2%를 포함하고, 상기 Mn, Cu, S가 조건 Mn+Cu≤0.3, 0.5*(Mn+Cu)/S:2~20를 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 석출물의 평균크기가 0.2㎛이하로 이루어진다. 본 발명의 냉연강판은 내시효특성을 갖으면서 연성-취성 천이온도(DBTT)가 -40℃이하로 극한지방에서 사용 가능하고 가공성이 우수하다.
냉연강판, 내시효, 고강도, 2차가공취성, 면내이방성 지수, (Mn,Cu)S

Description

내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그 제조방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RESISTANCE TO SECOND WORK EMBRITTLENESS AND AGING RESISTANCE, AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME }
도 1은 석출물의 크기에 따른 결정립내 고용탄소량의 변화를 나타내는 그래프이다.
도 2는 냉각속도에 따른 석출물의 크기를 나타내는 그래프로서,
도 2a는 0.5*(Mn+Cu)/S≤20의 경우이며,
도 2b는 0.5*(Mn+Cu)/S≤20의 경우이다.
본 발명은 자동차, 가전제품 등의 소재로 사용되는 고강도 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 결정립내 고용탄소량을 미세한 석출물에 의해 확보하여 내시효특성과 함께 내2차가공성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차, 가전제품에 사용되는 냉연강판에는 강도와 성형성의 확보와 더불어 내시효특성이 요구된다. 시효는 고용원소(C, N)가 전위에 고착함에 따라 경화가 일어나면서 스트레쳐 스트레인(Stretcher Strain)이라는 결함을 유발하는 일종의 변형시효 현상이다.
냉연강판의 비시효성은 알루미늄 킬드강의 상소둔에 의해 확보 가능하나, 상소둔은 소둔시간이 길어 생산성이 낮고 부위별로 재질편차가 심하다는 단점이 있다. 따라서, Ti, Nb과 같은 강력한 탄, 질화물 형성 원소를 첨가하여 연속소둔하는 IF강(Interstitial Free Steel)을 주로 이용하고 있다.
IF강을 제조하기 위해서는 강력한 탄,질화물 형성원소인 Ti, Nb등을 첨가하는데 이들 원소는 재결정온도를 상승시키므로 고온에서 소둔해야 한다. 이 때문에 생산성이 낮아지고 에너지를 많이 사용하여 원가가 상승한다. 또한 고온에서 소둔을 하면 파인흠, 형상결함 등 여러가지 결함이 발생하기 쉬운 단점이 있다. 또한, Ti, Nb은 산화성이 강하기 때문에 제강중 많은 비금속 개재물을 생성하여 강판의 표면결함을 유발시킨다. 또한, IF강은 결정립계가 취약하여 가공후 취성이 발생하는 소위 2차가공취성이 발생하는 단점이 있어 이를 방지하기 위해서는 B등의 원소를 첨가하여 2차가공취성을 방지하는 노력을 하고 있다. 특히, IF강의 경우 도금 및 도장 등의 표면처리를 하는 제품에서 많은 결함을 발생하는 단점이 있다.
이와 같은 문제를 해결하기 위하여 Ti나 Nb을 첨가하지 않는 Ti, Nb 비첨가 강이 제안되어 있다. 그 예로, 일본 공개특허공보 평6-093376, 6-093377, 6-212354호는 Ti, Nb을 첨가하지 않는 대신 B를 0.0001~0.003% 첨가한 강에 C:0.0001~0.0015%로 엄격히 관리하여 내시효성을 개선하는 기술이다. 그러나, 이 선행기술에서는 내시효성은 충분하지 않으며, 내시효성 확보를 위해 소둔후의 급냉을 추천하고 있다. 따라서, 수냉시 발생하는 산화피막을 제거하기 위해 또다시 산세처리를 해야 하므로 표면이 좋지 못하며 추가적인 비용이 든다. 또한 이들 강종은 강도가 낮은 단점이 있으며 면내이방성이 높아 주름이 발생하며 귀(ear) 발생이 높아 소재의 낭비가 많은 단점이 있다.
한편, 본 발명자는 대한민국 공개특허공보 2000-0039137호에 Ti, Nb을 첨가하지 않으면서 연성을 향상시켜 장출가공특성이 우수한 냉연강판의 제조방법을 제안한 바 있다. 이 냉연강판의 제조방법은, 중량%로 C:0.0005~0.002%이하, Mn:0.05~0.3%, S:0.015%이하, P:0.015%이하, Al:0.01~0.08%, N:0.001~0.005%, 상기 C+N+S+P가 0.025%이하를 만족하고 나머지 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 강슬라브를 마무리압연온도를 Ar3변태점 이상으로 하여 열간압연하고, 이어 750℃이하의 온도에서 권취한 다음, 50~90%의 압하율로 냉간 압연하고, 650~850℃범위의 온도에서 10초 이상 연속소둔하는 것이다. 이와 같이 하여 얻어진 냉연강판은 소성이방성 지수를 일정 수준이상으로 유지하면서도 연성이 우수하며 내시효성을 확보하고 있다. 이러한 냉연강판은 C+N+S+P를 0.025%로 엄격히 제어하기 때문 에 탈황 및 탈인능력을 강화하여야 한다. 특히, 재질측면에서는 항복강도가 너무 낮아 보다 두꺼운 소재를 사용해야 하는 문제점이 있으며 가공시에는 면내이방성 지수(△r값)가 너무 높아 주름이 많이 발생하여 파단되는 문제점이 있다.
또한, 본 발명자는 대한민국 공개특허공보 2002-0049667호에 Ti, Nb을 첨가하지 않으면서 인장강도 340MPa급의 고강도강에서 항복강도를 증진시킬 수 있는 냉연강판의 제조방법을 제안한 바 있다. 이 냉연강판의 제조방법은, 중량%로 C:0.0005~0.003%, Mn:0.1%이하, S:0.003~0.02%, P:0.03~0.07%, Al:0.01~0.1%, N:0.005%이하, Cu:0.05~0.3%, Cu/S원자비 2~10인 강을 Ar3변태점 이상으로 하여 열간압연하고, 50~90%의 압하율로 냉간 압연하고, 700~880℃범위의 온도에서 10초~5분간 연속소둔하는 것이다. 이와 같이 하여 얻어진 냉연강판은 340MPa급의 고강도강에서 항복강도를 240 MPa 수준으로 증진하고 있다. 그러나, 시효지수가 30MPa보다 커서 비시효특성을 보장할 수 없으며, 또한, 소성이방성지수(rm)가 1.8 수준이나 면내이방성 지수가 0.5이상으로 높아 주름이 많이 발생하여 파단되는 문제점이 있다.
본 발명은 Ti, Nb을 첨가하지 않으면서 내시효특성을 갖고 내2차가공취성도 우수하고 또한, 소성이방성지수가 높으면서 면내이방성지수가 작아 가공성이 우수 한 냉연강판과 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 냉연강판은, 중량%로 C:0.0005~0.003%, Mn:0.03~0.2%, S:0.003~0.025%, Al:0.01~0.08%, N:0.004%이하, P:0.03~0.2%, Cu:0.005~0.2%를 포함하고, 상기 Mn, Cu, S가 조건 Mn+Cu≤0.3, 0.5*(Mn+Cu)/S:2~20를 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 석출물의 평균크기가 0.2㎛이하로 이루어진다.
상기 냉연강판에서 C는 0.002%초과~0.003%이하일 수 있다. 또한, 석출물은 MnS, CuS, (Mn,Cu)S이다. 상기 석출물수는 2.3X106개 이상이 바람직하다. 상기 0.5*(Mn+Cu)/S는 2~7이며, 상기 석출물수는 2.0X108개 이상인 것이 보다 바람직하다. 본 발명의 냉연강판에는 추가로 Mo이 0.01~0.2%과 V이 0.01~0.2% 1종이상 포함되는 것이 바람직하다. 상기 V과 C은 0.25*V/C가 1~20을 만족하는 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 냉연강판 제조방법은, 상기와 같이 조성되는 강슬라브를 1100℃이상의 온도로 재가열한 후 마무리 압연온도를 Ar3변태점 이상으로 하여 열간압연하고 300℃/min이상의 속도로 냉각하고 700℃이하의 온도에서 권취한 다음, 냉간 압연하 고, 연속소둔하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명자들은 P첨가 고강도 냉연강판에 Ti, Nb을 첨가하지 않으면서 내시효성 특성을 갖고 내2차가공취성의 특성을 개선하기 위한 연구과정에서 다음과 같은 새로운 사실을 밝혀내었다. 즉, P첨가 고강도 냉연강판에서 MnS, CuS, (Mn,Cu)S의 석출물이 내시효특성과 함께 소성이방성지수와 면내이방성 지수에 영향을 미친다는 것이다.
도 1에 나타난 바와 같이, P첨가 고강도 냉연강판에서 석출물(MnS, CuS, (Mn,Cu)S)이 미세하게 분포할수록 결정립내의 고용탄소량이 줄어들어 내시효특성이 개선되는 것이다. 내시효특성의 확보를 위해서는 결정립내 고용탄소량이 약 20ppm이하가 되어야 하는데, 이를 위해서는 MnS, CuS, (Mn,Cu)S의 석출물의 평균크기가 0.2㎛이하가 될 때 안정적으로 확보될 수 있다.
이와 같은 새로운 사실에 주목하여 MnS, CuS, (Mn,Cu)S를 미세하게 분포시키는 방안에 대하여 연구하게 되었다. 그 결과, (1) Mn의 함량 0.03~0.2%, S의 함량 0.003~0.025%, Cu의 함량을 0.005~0.2%로 하면서 상기 Mn, Cu, S의 함량을 다음의 조건 Mn+Cu≤0.3, 0.5*(Mn+Cu)/S:2~20을 만족하도록 조절하는 것이 필요하며, (2) 이와 함께 압간압연이 끝난 후 냉각속도를 300℃/min이상으로 하면 MnS, CuS, (Mn,Cu)S의 석출물의 평균크기가 0.2㎛이하로 미세하게 된다는 것이다.
즉, 도 2(a)는 0.0025%C-0.13%Mn-0.048%P-0.015%S-0.04%Al-0.0029%N-0.04%Cu로 조성되고, 0.5*(Mn+Cu)/S:5.67의 강을 열간압연후 냉각속도에 따른 석출물의 크기를 조사한 그래프이다. 도 2(a)의 그래프를 보면, 0.5*(Mn+Cu)/S≤20를 만족하는 경우에 대해 냉각속도가 빨라질수록 MnS, CuS, (Mn,Cu)S의 석출물의 평균크기가 더욱 미세화 되는 것을 확인할 수 있다.
본 발명에 따라, 석출물이 미세해지면 결정립계에 적당량의 탄소가 잔류하게 되어 결정립계가 강화되므로 가공후 결정립계가 취약하여 발생하는 취성파괴를 방지할 수 있는 것이다.
나아가, 본 발명자들은 MnS, CuS, (Mn,Cu)S의 석출물이 분포에서 Mn과 Cu의 복합석출물 보다 MnS와 CuS의 단독석출물이 많아질수록 미세한 석출물이 균일하게 분포되어 소성이방성지수가 증대되면서 면내이방석지수는 낮아져서 가공성이 크게 개선되는 것을 확인하였다. 즉, 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 2~7의 범위일 때, (Mn,Cu)S의 복합석출물 보다 MnS와 CuS의 단독석출물이 많아짐에 따라 석출물의 분포수가 커져서 가공성이 좋아지는 것을 확인하였다.
또한, 본 발명의 냉연강판에는 Mo이 추가로 0.01~0.2% 포함되면 가공특성이 현저하게 개선된다. V이 0.01~0.2% 추가로 첨가되면 잔류하는 고용C를 석출하여 비 시효특성이 확보된다.
이러한 본 발명의 냉연강판과 그 제조방법을 이하에서 구체적으로 설명한다.
[본 발명의 냉연강판]
탄소(C)의 함량은 0.0005~0.003%가 바람직하다.
탄소(C)의 함량이 0.0005%미만의 경우에는 열연판의 결정립이 조대하여 강도가 낮아지고 면내이방성이 높아진다. 또한, 탄소의 함량이 0.003%초과의 경우 강중 고용탄소의 양이 많아 비시효성의 확보가 곤란하고 소둔판의 결정립이 미세하게 되어 연성이 크게 낮아진다. 따라서, 탄소(C)의 함량은 0.0005~0.003%이하로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 C의 함량을 0.002~0.003%로 높이면서 내시효성을 확보할 수 있어 제강공정에서 탄소의 함량을 낮추기 위한 탈탄처리를 생략할 수도 있다.
망간(Mn)의 함량은 0.03~0.2%가 바람직하다.
망간은 강중 고용황을 MnS로 석출하여 고용 황에 의한 적열취성(Hot shortness)을 방지하는 원소로 알려져 있다. 본 발명에서는 망간과 황의 함량을 적절해지는 경우에 매우 미세한 MnS가 석출되어 비시효성을 기본적으로 확보해주면서 항복강도, 면내이방성을 개선한다는 연구결과에 기초하여 망간의 함량을 0.03~0.2%로 하는 것이 바람직하다. 이를 위해서는 망간의 함량이 0.03%이상 되어야 하며, 망간의 함량이 0.2% 초과의 경우에는 망간의 함량이 높아 조대한 MnS석출물이 생성되어 비시효성이 열악해진다
황(S)의 함량은 0.003~0.025%가 바람직하다.
황(S)의 함량이 0.003%미만의 경우에는 MnS, CuS, (Mn,Cu)S 석출량이 적을 뿐만 아니라 석출되는 석출물의 크기가 매우 조대해져 비시효성이 좋지 않다. 황의 함량이 0.025% 초과의 경우에는 고용된 황의 함량이 많아 연성 및 성형성이 크게 낮아지며, 적열취성의 우려가 있기 때문이다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.08%가 바람직하다.
알루미늄은 탈산제로 첨가하는 원소이지만 본 발명에서는 강중 질소를 석출하여 고용질소에 의한 시효를 완전히 방지하기 위해 첨가한다. 알루미늄의 함량이 0.01%미만의 경우에는 고용질소의 양이 많아 시효 현상을 완전히 방지 할 수 없고, 알루미늄의 함량이 0.08%초과의 경우에는 고용 상태로 존재하는 알루미늄의 양이 많아 연성을 저하한다.
질소(N)의 함량은 0.004%이하가 바람직하다.
질소는 제강중 불가피하게 첨가되는 원소로 0.004%초과의 경우에는 시효지수가 높아지고 성형성이 저하하므로 0.004%이하가 바람직하다.
인(P)의 함량은 0.03~0.2%가 바람직하다.
인은 고용강화효과가 높으면서 r값의 저하가 적은 원소로서 본 발명에 따라 석출물을 제어하는 강에서 고강도를 보증한다. 인의 함량이 0.03%이상 되어야 강도를 확보할 수 있으며, 0.2% 초과의 경우에는 연성이 저하하여 상한값을 0.2%로 제한하였다.
구리(Cu)의 함량은 0.005~0.2%가 바람직하다.
구리(Cu)는 S과의 함량비 그리고 열간압연공정에서 권취전의 냉각속도가 적절해지는 경우 0.2㎛이하의 석출물을 형성하여 결정립내 고용탄소를 줄여 내시효특성, 2차가공취성, 면내이방성, 소성이방성을 개선한다는 연구에 기초하여 0.005~0.2% 첨가한다. 구리의 함량이 0.005%이상되어야 미세하게 석출할 수 있고 0.2%초과하면 조대하게 석출하여 내시효특성이 열악해진다.
상기 Mn과 Cu의 합은 0.3%이하가 바람직하다. Mn과 Cu의 합이 0.3%초과되면 석출물의 크기가 커져 내시효특성을 확보하기 어렵기 때문이다
상기 Mn, Cu와 S의 중량비는 0.5*(Mn+Cu)/S:2~20를 만족하는 것이 바람직하다.
S은 Mn, Cu와 결합하여 MnS, CuS, (Mn,Cu)S로 석출되는데, 이러한 석출물은 Mn, Cu와 S의 첨가량에 따라 석출상태가 달라져 시효지수, 2차가공취성, 소성이방 성지수, 면내이방성 지수에 영향을 미친다. 본 발명의 연구에 따르면 Mn, Cu와 S의 첨가비(0.5*(Mn+Cu)/S(여기서, Mn, Cu, S의 함량은 중량%)]가 2이상이 되어야 유효한 석출물이 얻어지며, 20초과의 경우에는 석출물이 조대하여 시효지수가 커지며, 소성이방성지수, 면내이방성 지수의 특성이 좋지 않다. 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 2~20의 범위에서 석출물의 평균크기는 0.2㎛이하로 작아지는데, 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 7를 기점으로 석출물의 종류와 그 분포수는 확연히 달라진다. 즉, 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 7이하에서는 (Mn, Cu)S의 복합석출물 보다 매우 미세한 MnS, CuS의 단독석출물의 균일하게 많이 분포하는 것이다. 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 7보다 커지면 석출물의 크기 차이가 작음에도 불구하고 분포수가 줄어드는 것은 (Mn, Cu)S의 복합석출물이 양이 많아지기 때문이다.
본 발명의 냉연강판에는 추가로 Mo 또는/및 V이 추가로 포함될 수 있다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.01~0.2%가 바람직하다.
몰리브덴은 소성이방성지수를 높이는 원소로서 첨가되는데, 그 함량이 0.01%이상되어야 소성이방성지수가 커지며, 0.2%를 초과하면 소성이방성지수는 더 이상 커지지 않고 열간취성을 일으킬 우려가 있다.
바나듐(V)의 함량은 0.01~0.2%가 바람직하다.
바나듐은 고용C를 석출하여 비시효특성을 확보하기 위해 첨가되는데, 그 함량이 0.01%이상되어야 비시효특성을 얻을 수 있으며, 0.2%를 초과하면 소성이방성 지수는 낮아진다.
상기 V과 C의 중량비(V/C)는 1~20을 만족하는 것이 보다 바람직하다. V와 C의 중량비가 1미만에서는 고용C의 석출효과가 크지 않으며, 20을 초과하면 소성이방성지수가 낮아진다.
본 발명의 성분계에서 석출물의 평균크기는 0.2㎛이하가 바람직하다.
본 발명의 연구결과에 따르면 MnS, CuS, (Mn, Cu)S석출물의 크기가 시효지수와 2차가공취성, 소성이방성지수, 면내이방성지수에 직접적으로 영향을 미친다.
나아가, 본 발명의 성분계에서 0.2㎛이하의 석출물의 분포수가 2.3X106개 이상일 때 소성이방성지수가 높아지고 오히려 면내이방성지수는 낮아져 가공성이 크게 개선된다. 일반적으로 소성이방성지수가 높아지면 면내이방성지수는 올라가서 가공성 측면에서 소성이방성지수를 높이는데 한계가 있다는 점을 감안할 때, 석출물의 분포수에 따라 소성이방성지수와 면내이방성지수의 특이한 변화는 주목할만 하다. 또한, 본원발명에서는 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 2~7일 때, 0.2㎛이하의 석출물의 분포수가 2.0X108개 이상으로 크게 증대되어 가공성은 더욱 좋아진다.
[냉연강판의 제조방법]
본 발명은 상기한 강조성을 만족하는 강을 열간압연과 냉간압연을 통해 냉간압연판에 MnS, CuS, (Mn,Cu)S석출물의 평균크기가 0.2㎛ 이하를 만족하도록 하는데 특징이 있다. 냉간압연판에서 이들 석출물의 평균 크기는 첨가량의 조건과 재가열온도, 권취온도 등의 제조공정에 영향을 받으나 특히 열간압연후의 냉각속도에 직접적인 영향을 받는다.
[열간압연조건]
본 발명에서는 상기한 강조성을 만족하는 강을 재가열하여 열간압연한다. 재가열온도는 1100℃이상이 바람직하다. 재가열온도가 1100℃미만의 경우에는 재가열온도가 낮아 연속주조중에 생성된 조대한 CuS가 완전히 용해되지 않은 상태로 남아 있어 열간압연후에도 조대한 석출물이 많이 남아있기 때문이다.
열간압연은 마무리압연온도를 Ar3변태온도 이상의 조건에서 행하는 것이 바람직하다. 마무리압연온도가 Ar3변태온도 미만의 경우에는 압연립의 생성으로 가공성이 저하할 뿐만아니라 연성이 크게 저하기 때문이다.
열간압연후 권취전 냉각속도는 300℃/min이상으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에 따라 2≤0.5*(Mn+Cu)/S≤20로 하더라도 냉각속도가 300℃/min미만이면 석출물의 평균크기가 0.2㎛를 초과해 버린다. 즉, 냉각속도가 빨라질수록 많은 수의 핵이 생성하여 석출물이 미세해지기 때문이다. 0.5*(Mn+Cu)/S가 20초과의 경우에는 재가열공정에서 미용해된 조대한 석출물이 많아 냉각속도가 빨라지더라도 새로운 핵이 생성되는 수가 적어 석출물은 미세해지지 않는다(도 2b, 0.0025%C-0.4%Mn-0.062%P-0.01%S-0.05%Al-0.0016%N-0.15%Cu). 도 2의 그래프를 보면, 냉각속도가 빨라질수록 석출물의 크기가 미세해지므로 냉각속도의 상한을 제한할 필요는 없으나, 냉각속도가 1000℃/min이상이라도 석출물 미세화 효과가 더 이상 커지지 않으므로 냉각속도는 300~1000℃/min가 보다 바람직하다.
[권취조건]
상기와 같이 열간압연한 다음에는 권취를 행하는데, 권취온도는 700℃이하가 바람직하다. 권취온도가 700℃초과의 경우에는 석출물이 너무 조대하게 성장하여 비시효성을 저하한다.
[냉간압연조건]
냉간압연은 50~90%의 압하율로 행하는 것이 바람직하다. 냉간압하율이 50%미만의 경우에는 소둔재결정 핵생성양이 적기 때문에 소둔시 결정립이 너무 크게 성장하여 소둔 재결정립의 조대화로 강도 및 성형성이 저하한다. 냉간압하율이 90%초과의 경우에는 성형성은 향상되지만 핵생성 양이 너무 많아 소둔 재결정립은 오히려 너무 미세하여 연성이 저하한다.
[연속소둔]
연속소둔 온도는 제품의 재질을 결정하는 중요한 역할을 한다. 본 발명에서 는 500~900℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 연속소둔 온도가 500℃미만의 경우에는 재결정이 완료되지 않아 목표로 하는 연성값을 확보할수 없으며, 소둔온도가 900℃초과의 경우에는 재결정립의 조대화로 강도가 저하된다. 연속소둔시간은 재결정이 완료되도록 유지하는데, 약 10초이상이면 재결정이 완료된다. 바람직하게는 연속소둔시간을 10초~30분의 범위내로 하는 것이다,
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
실시예에서 기계적 특성은 냉연강판을 ASTM규격(ASTM E-8 standard)에 의한 표준시편으로 가공하여 측정하였다. 항복강도, 인장강도, 연신율, 소성이방성 지수(rm값), 면내이방성 지수(Δr값) 및 시효지수(AI, Aging Index)는 인장시험기(INSTRON사, Model 6025)를 이용하여 측정하였다. 실시예에서 소성이방성지수(rm)와 면내이방성지수(Δr)는 다음의 식으로 구하였다. rm=(r0+2r45+r90 )/4, Δr=(r0-2r45+r90)/2
또한, 시편에서 석출물의 평균크기와 석출물의 분포수는 기재내 존재하는 모든 석출물의 크기와 분포수를 측정한 것이다.
[실시예]
표 1의 강슬라브를 1200℃에서 재가열하여 마무리열간압연하고 600℃/min의 속도로 냉각하여 650℃에서 권취하였다. 권취한 열연판을 75%의 압하율로 냉간압연 과 연속소둔처리하였다. 이때의 마무리압연온도는 Ar3변태점이상인 910℃이며, 연속소둔은 10℃/초의 속도로 750℃로 40초 동안 가열하여 행하였다.
시편
번호		 화학성분(중량%)
C Mn P S Cu Al N Ti Mn+Cu 0.5*
(Mn+Cu)
/S
0.0005
~0.003		 0.03~
0.2		 0.03~
0.2		 0.003~
0.025		 0.005
~0.2		 0.01~
0.08		 ≤0.004 ≤0.3 2~20
A1 0.0022 0.05 0.05 0.015 0.03 0.04 0.0018 0.08 2.67
A2 0.0015 0.08 0.048 0.015 0.04 0.03 0.0023 - 0.12 4
A3 0.0027 0.07 0.105 0.02 0.05 0.05 0.0019 0.12 3
A4 0.0025 0.12 0.11 0.011 0.08 0.04 0.0038 - 0.2 9.09
A5 0.0018 0.1 0.16 0.008 0.14 0.05 0.0012 - 0.24 15
A6 0.0018 0.05 0.05 0.015 0.005 0.02 0.0039 - 0.055 1.83
A7 0.0022 0.1 0.109 0.011 0.25 0.05 0.0038 - 0.35 15.9
A8 0.0025 0.2 0.155 0.006 0.08 0.05 0.0038 - 0.28 23.3
A9 0.0024 0.4 0.07 0.01 0 0.04 0.0016 0.05 0.4 20
A10 0.0028 0.4 0.121 0.012 0 0.05 0.0021 0.05 0.4 16.7
A11 0.0018 0.4 0.167 0.01 0 0.05 0.0019 0.05 0.4 20
시
편
번
호		 기계적 성질 석출물
평균
크기
(㎛)		 석출물
수
(개/mm2)		 비고
항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연
신
율
(%)		 소성
이방성
지수
(rm)		 면내
이방성
지수
(△r)		 시효
지수
(MPa)		 2차가공
취성
(DBTT-℃)
A1 265 360 52 1.93 0.28 19 - 70 0.05 4.5X108 발명강
A2 255 358 53 2.09 0.28 14 -70 0.07 2.0X108 발명강
A3 302 405 45 1.79 0.22 17 - 60 0.06 4.2X108 발명강
A4 289 392 46 1.70 0.29 19 -50 0.06 7.5X106 발명강
A5 350 452 37 1.63 0.21 13 - 40 0.09 2.3X106 발명강
A6 228 327 47 1.75 0.65 38 - 50 0.38 8.3X103 비교강
A7 282 385 39 1.59 0.55 45 - 50 0.55 3.5X104 비교강
A8 341 444 33 1.41 0.43 35 - 40 0.61 2.3X104 비교강
A9 210 353 40 1.73 0.58 0 + 0 0.21 3.1X103 종래강
A10 265 395 35 1.65 0.35 0 + 20 0.25 2.5X103 종래강
A11 308 451 37 1.54 0.41 0 + 30 0.35 3.5X103 종래강

표 1, 2에서 시료A1~A5(발명강)은 석출물의 평균크기가 0.2㎛이하로서 시효지수가 30MPa이하로 시효를 보증할 수 있으면서 소성이방성지수는 1.6이상이고 면내이방성지수는 0.3이하로 낮으면서 고강도를 확보하고 있다. 특히 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 7이하인 시료번호 A1~A3의 경우 강도 및 성형성이 매우 우수한데, 이는 MnS 또는 CuS단독으로 석출한 매우 미세한 석출물이 균일하게 많이 분포한 것을 확인할 수 있었다. 이러한 석출물의 분포특성에 의해 소성이방성지수가 높고, 면내이방성 지수가 낮아 매우 우수한 가공특성을 나타낸다. 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 7이상인 경우 석출물의 크기 차이가 작음에도 불구하고 숫자가 적은 것은 (Mn,Cu)S복합석출물의 양이 많이 존재하는 것을 확인할 수 있었다.
A6(비교강)은 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 낮아 강도가 낮고 성형성도 좋지 못하며 시효지수도 높다.
A7(비교강)은 0.5*(Mn+Cu)/S의 비는 본 발명의 범위에 만족하나 Mn+Cu함량이 본 발명의 범위에서 벗어나 성형성도 좋지 못하며 시효지수도 높다.
A8(비교강)은 0.5*(Mn+Cu)/S의 비가 본 발명의 범위보다 높아 성형성도 좋지 못하며 시효지수도 높다.
A9~A11(종래강)은 P첨가 고강도 IF(Ti계) 냉연강판으로 시효지수는 우수하나 연성-취성 천이온도가 높아서 상온에서도 충격시 파단이 일어날 위험이 높다
[실시예 2]
표 3의 강슬라브를 1200℃에서 재가열하여 마무리열간압연하고 600℃/min의 속도로 냉각하여 650℃에서 권취하였다. 권취한 열연판을 75%의 압하율로 냉간압연과 연속소둔처리하였다. 이때의 마무리압연온도는 Ar3변태점이상인 910℃이며, 연속소둔은 10℃/초의 속도로 750℃로 40초 동안 가열하여 행하였다. 기계적특성은 실시예 1의 방법과 동일한 방법으로 측정하였다.
시편번호 화학성분(중량%)
C Mn P S Cu Al N Mo Mn+Cu 0.5*
(Mn+Cu)
/S
0.0005~0.003 0.03
~0.2		 0.03
~0.2		 0.003~
0.025		 0.005
~0.2		 0.01
~0.08		 ≤0.004 0.01
~0.2		 ≤0.3 2~20
B1 0.0017 0.08 0.052 0.01 0.043 0.034 0.0018 0.022 0.12 6.15
B2 0.0023 0.11 0.11 0.012 0.065 0.025 0.0039 0.072 0.18 7.29
B3 0.0028 0.12 0.156 0.011 0.11 0.035 0.0012 0.15 0.23 10.5
B4 0.0025 0.12 0.048 0.008 0.08 0.032 0.0023 0.27 0.2 12.5

시편
번호		 기계적성질 석출
물의
평균
크기
(㎛)		 석출물
수
(개/mm2)		 비고
항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연
신
율
(%)		 소성
이방성
지수
(rm)		 면내
이방성
지수
(△r)		 시효
지수
(AI-
(MPa))		 2차가공
취성
(DBTT-℃)
B1 256 358 51 2.32 0.29 19 - 70 0.06 6.5X108 발명강
B2 306 410 45 1.97 0.21 25 - 60 0.08 4.4X108 발명강
B9 363 465 36 1.83 0.19 28 - 40 0.1 3.3X106 발명강
B4 265 366 49 1.87 0.22 27 - 70 0.07 6.4X106 비교강

표 3, 4에 나타난 바와 같이, B1~B3의 경우 Mo의 첨가에 의해 가공성이 개선되는 것을 알 수 있었다. B4의 경우에는 Mo가 과량 첨가된 경우로서 인장강도가 같은 시료1에 비해 가공성이 오히려 좋지 않았다.
[실시예 3]
표 5의 강슬라브를 1200℃에서 재가열하여 마무리열간압연하고 600℃/min의 속도로 냉각하여 650℃에서 권취하였다. 권취한 열연판을 75%의 압하율로 냉간압연과 연속소둔처리하였다. 이때의 마무리압연온도는 Ar3변태점이상인 910℃이며, 연속소둔은 10℃/초의 속도로 750℃로 40초 동안 가열하여 행하였다. 기계적특성은 실시예 1의 방법과 동일한 방법으로 측정하였다.
시편번호 화학성분(중량%)
C Mn P S Cu Al N V Mn
+Cu		 0.5*
(Mn+Cu)/S		 0.25
*V/C
0.0005
~
0.003		 0.03
~0.2		 0.03~0.2 0.003
~
0.025		 0.005
~0.2		 0.01~
0.08		 ≤0.004 0.01
~0.2		 ≤0.3 2~20 1~20
C1 0.0027 0.1 0.05 0.014 0.043 0.034 0.0018 0.018 0.14 5.11 1.67
C2 0.0021 0.12 0.11 0.01 0.059 0.02 0.0027 0.082 0.18 8.95 9.76
C3 0.0027 0.1 0.149 0.012 0.13 0.035 0.0012 0.16 0.23 9.58 14.8
C4 0.0022 0.11 0.052 0.01 0.051 0.032 0.0024 0.25 0.16 8.05 28.4

시편
번호		 기게적성질 석출
물의
평균
크기
(㎛)		 석출물 수
(개/mm2)		 비고
항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연
신
율
(%)		 소성
이방성
지수
(rm)		 면내
이방성
지수
(△r)		 시효
지수
(AI-(MPa))		 2차
가공
취성
(DBTT-℃)
C1 204 362 50 1.89 0.21 0 - 60 0.06 5.5X108 발명강
C2 257 408 44 1.67 0.17 0 - 50 0.07 4.9X108 발명강
C3 312 460 36 1.58 0.16 0 - 40 0.11 2.7X106 발명강
C4 206 368 47 1.80 0.19 0 - 10 0.04 6.9X106 비교강

표 5, 6에 나타난 바와 같이, V의 첨가에 의해 비시효 특성을 얻을 수 있었다. C4의 경우에는 V이 과량 첨가된 경우로서 2차 가공취성의 열화가 심한 것을 알 수 있었다.
[실시예 4]
표 7의 강슬라브를 1200℃에서 재가열하여 마무리열간압연하고 600℃/min의 속도로 냉각하여 650℃에서 권취하였다. 권취한 열연판을 75%의 압하율로 냉간압연과 연속소둔처리하였다. 이때의 마무리압연온도는 Ar3변태점이상인 910℃이며, 연속소둔은 10℃/초의 속도로 750℃로 40초 동안 가열하여 행하였다. 기계적특성은 실시예 1의 방법과 동일한 방법으로 측정하였다.
시편번호 C Mn P S Cu Al N Mo V Mn+
Cu		 0.5*
(Mn+
Cu)/
S		 0.25
*V/C
0.0005~
0.003		 0.03
~0.2		 0.03
~0.2		 0.003
~0.025		 0.005
~0.2		 0.01
~0.08		 ≤0.004 0.01
~0.2		 0.01
~0.2		 ≤0.3 2~20 1~20
D1 0.0017 0.11 0.052 0.012 0.053 0.024 0.0021 0.019 0.028 0.163 6.8 4.1
D2 0.0024 0.1 0.12 0.011 0.065 0.042 0.0037 0.083 0.072 0.165 7.5 7.5
D3 0.0023 0.12 0.159 0.01 0.093 0.033 0.0032 0.16 0.15 0.213 10.7 16.3
D4 0.0024 0.1 0.055 0.01 0.05 0.035 0.0034 0.24 0.26 0.15 7.5 27.1
D5 0.0023 0.09 0.048 0.008 0.085 0.028 0.0039 0.32 0.08 0.175 10.9 8.7
D6 0.0019 0.11 0.051 0.011 0.078 0.042 0.0018 0.078 0.32 0.188 8.5 42.1
시편번호 기계적성질 비고
항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연
신
율
(%)		 소성
이방성
지수
(rm)		 면내
이방성
지수
(△r)		 시효
지수
(AI-
(MPa))		 2차
가공
취성
(DBTT-℃)		 석출
물의
평균
크기
(㎛)		 석출물
수
(개/mm2)
D1 213 366 49 2.31 2.8 0 - 60 0.07 5.0X108 발명강
D2 260 412 44 1.88 1.9 0 - 50 0.07 5.5X108 발명강
D3 315 468 35 1.71 2.1 0 - 40 0.09 2.5X106 발명강
D4 214 369 47 1.80 1.9 0 - 10 0.06 6.5X106 비교강
D5 232 378 44 1.83 1.9 0 - 60 0.08 5.5X106 비교강
D6 207 359 50 2.19 3.4 0 - 10 0.1 8.5X107 비교강

표 7, 8에 나타난 바와 같이, Mo와 V의 복합첨가에 의해 가공성도 개선되고 비시효성도 얻어지는 것을 알 수 있었다. D4의 경우에는 Mo와 V이 과량 첨가된 것으로 가공성과 2차 가공취성이 좋지 않았다. D5는 Mo가 많이 첨가되어 성형성이 좋지 않고 시료 6은 V가 과량 첨가되어 2차가공취성이 좋지 않다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따라 제공되는 냉연강판은 시효지수가 30MPa이하로 시효를 보증할 수 있으면서 연성-취성 천이온도가 -40℃이하로 내2차가공취성이 우수하며,소성이방성지수가 높고 면내이방성지수는 낮아 가공성이 극히 우수하다.

Claims (22)

  1. 중량%로 C:0.0005~0.003%, Mn:0.03~0.2%, S:0.003~0.025%, Al:0.01~0.08%, N:0.004%이하, P:0.03~0.2%, Cu:0.005~0.2%를 포함하고, 상기 Mn, Cu, S가 조건 Mn+Cu≤0.3, 0.5*(Mn+Cu)/S:2~20를 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 조성되며, 평균크기가 0.2㎛이하인 MnS, CuS 및 (Mn,Cu)S 중 1종 이상의 석출물을 포함하는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 C는 0.002%초과~0.003%이하임을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  3. 삭제
  4. 제 1항에 있어서, 상기 석출물수는 2.0X106개/mm2 이상임을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 0.5*(Mn+Cu)/S는 2~7임을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  6. 제 5항에 있어서, 상기 석출물수는 2.0X108개/mm2 이상임을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  7. 제 1항, 제 2항, 제 4항, 제 5항 및 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 추가로 Mo이 0.01~0.2% 포함되는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  8. 제 1항, 제 2항, 제 4항, 제 5항 및 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 추가로 V이 0.01~0.2% 포함되는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  9. 제 8항에 있어서, 상기 V과 C은 0.25*V/C가 1~20을 만족하는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  10. 제 7항에 있어서, 추가로 V이 0.01~0.2% 포함되는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  11. 제 10항에 있어서, 상기 V과 C은 0.25*V/C가 1~20을 만족하는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판.
  12. 중량%로 C:0.0005~0.003%, Mn:0.03~0.2%, S:0.003~0.025%, Al:0.01~0.08%, N:0.004%이하, P:0.03~0.2%, Cu:0.005~0.2%를 포함하고, 상기 Mn, Cu, S가 조건 Mn+Cu≤0.3, 0.5*(Mn+Cu)/S:2~20를 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강슬라브를 1100℃이상의 온도로 재가열한 후 마무리 압연온도를 Ar3변태점 이상으로 하여 열간압연하고 300℃/min이상의 속도로 냉각하고 700℃이하의 온도에서 권취한 다음, 냉간 압연하고, 연속소둔하는 것을 포함하여 이루어짐으로써, 평균크기가 0.2㎛이하인 MnS, CuS 및 (Mn,Cu)S 중 1종 이상의 석출물이 분포된 강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  13. 제 12항에 있어서, 상기 C는 0.002%초과~0.003%이하임을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  14. 삭제
  15. 제 12항에 있어서, 상기 석출물수는 2.0X106개/mm2 이상임을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  16. 제 12항에 있어서, 상기 0.5*(Mn+Cu)/S는 2~7임을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  17. 제 16항에 있어서, 상기 석출물수는 2.0X108개/mm2 이상임을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  18. 제 12항 제 13항 제 15항 제 16항 및 제 17항 중 어느 한 항에 있어서, 추가로 Mo이 0.01~0.2% 포함되는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  19. 제 12항 제 13항 제 15항 제 16항 및 제 17항 중 어느 한 항에 있어서, 추가로 V이 0.01~0.2% 포함되는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  20. 제 19항에 있어서, 상기 V과 C은 0.25*V/C가 1~20을 만족하는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  21. 제 18항에 있어서, 추가로 V이 0.01~0.2% 포함되는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
  22. 제 21항에 있어서, 상기 V과 C은 0.25*V/C가 1~20을 만족하는 것을 특징으로 하는 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판의 제조방법.
KR1020040107081A 2004-06-07 2004-12-16 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법 KR101171114B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR20040041510 2004-06-07
KR1020040041510 2004-06-07

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20050116348A KR20050116348A (ko) 2005-12-12
KR101171114B1 true KR101171114B1 (ko) 2012-08-03

Family

ID=37290008

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020040107081A KR101171114B1 (ko) 2004-06-07 2004-12-16 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101171114B1 (ko)

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002053933A (ja) * 2000-08-04 2002-02-19 Nippon Steel Corp 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板及びその製造方法
JP2003096543A (ja) * 2001-09-25 2003-04-03 Nippon Steel Corp 高予歪み時において高い焼付け硬化能を持つ高強度鋼板及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002053933A (ja) * 2000-08-04 2002-02-19 Nippon Steel Corp 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板又は熱延鋼板及びその製造方法
JP2003096543A (ja) * 2001-09-25 2003-04-03 Nippon Steel Corp 高予歪み時において高い焼付け硬化能を持つ高強度鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20050116348A (ko) 2005-12-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100742953B1 (ko) 고항복비의 비시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101104976B1 (ko) 소부경화형 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101105055B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 소부경화형 고강도 냉연강판과 그제조방법
KR101171114B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법
KR101143116B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법
KR101171113B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법
KR101125916B1 (ko) 면내이방성이 작은 비시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101171112B1 (ko) 가공성이 우수한 내시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101126012B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그제조방법
KR101053345B1 (ko) 표면특성 및 소부경화 특성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101125930B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그제조방법
KR101115703B1 (ko) 비시효 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101143101B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그제조방법
KR101143107B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101125974B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그제조방법
KR101143157B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101143240B1 (ko) 가공성이 우수한 비시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101125962B1 (ko) 내2차가공취성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그제조방법
KR101115764B1 (ko) 비시효 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101143084B1 (ko) 가공성이 우수한 내시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101143251B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101104993B1 (ko) 비시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101143159B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 비시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101143039B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그 제조방법
KR101143098B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 내시효 냉연강판과 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E90F Notification of reason for final refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150721

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160801

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170731

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190730

Year of fee payment: 8