KR101382854B1 - 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차용 강재로 사용할 수 있는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 탄소함량이 0.1% 이하이며, 동시에 보다 넓은 구간에서 안정된 품질을 확보할 수 있는 서냉열처리 방법을 적용함으로써 용접성, 굽힘가공성 및 연신율이 우수하며, 항복비 0.75 이상의 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 {ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEETS HAVING HIGH YIELD RATIO, EXCELLENT WELDABILITY AND BENDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 자동차용 강재로 사용할 수 있는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 냉연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근들어, 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제가 강화되면서 자동차 차체의 경량화가 적극적으로 요구되고 있으며, 이러한 요구에 대응되는 방안의 하나로서 자동차용 강판의 고강도화에 의한 자동차 소재의 무게를 감소하는 방안이 대두되었다. 더불어, 자동차용 강판의 연비 또는 내구성 향상을 위해, 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다.
특히, 최근에는 자동차의 충격 안정성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(Member), 시트레일(Seat tail) 및 필러(Pillar) 등의 구조 부재들에 항복강도(Yield strength)가 우수한 고강도강이 채용되고 있다. 상술한 구조 부재들은 인장강도 대비 항복강도가 높을수록 즉, 항복비(YR; 인장강도/항복강도)가 높을수록 충격 에너지 흡수능에 유리한 특징으로 가지고 있다.
그러나, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연신율이 감소하게 됨에 따라, 성형가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되는 있는 실정이다.
통상, 강을 강화하는 방법으로서 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 적용된다.
그러나, 상기 방법들 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어렵다는 단점이 있다.
석출강화에 의한 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄, 질화물 형성원소를 첨가하여 탄, 질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 이와 같은 석출강화 기술을 적용하게 되면, 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점이 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 됨으로써 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지 내에 탄, 질화물을 석출시켜 강도를 강화하는 강은 600MPa 이상의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.
상기 석출강화형 고강도 강에 대한 대표적인 기술로서, 특허문헌 1 내지 3을 들 수 있는데, 특허문헌 1은 권취온도를 450℃ 이하로 설정하여 극미세 석출물을 형성함으로써 강도를 확보하는 기술이나, 권취온도가 너무 낮아 750MPa 이상의 항복강도를 확보하지 못하며, 열연판 형상불량을 야기할 뿐만 아니라, 석출물 주변에 잔류 응력이 증가하여 냉간압연시 과부하 현상이 발생하는 문제점이 있다. 특허문헌 2도 권취온도를 450℃ 이하로 설정함으로써 특허문헌 1에서 언급한 문제점을 지니고 있으며, 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직이 형성되어 있어 항복비가 낮다는 문제점이 있다. 또한, 특허문헌 3은 합금원소를 다량으로 첨가하고 있어 제조원가가 높으며, 높은 열연강도로 인해 50% 이상의 냉간압연시 과부하 현상이 발생하는 문제점이 있다.
한편, 변태강화에 의한 고강도 강은 페라이트 기지 내에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 또는 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등으로 여러 강종이 개발되어 있지만, 이와 같이 변태강화를 야기시키기 위한 경질상 또는 오스테나이트를 형성하기 위해서는 다량의 Mn, Si 등의 합금원소가 첨가되어야 하는 문제점이 있으며, 이러한 경화능 원소는 용접성을 저해하고, 소둔시 Mn, Si계 산화물이 표면에 농화됨으로써 도금특성이 저하된다는 단점을 가지고 있다.
상기 변태강화형 고강도 강에 대한 대표적인 기술로서, 특허문헌 4 내지 6을 들 수 있다. 이들 기술들은 잔류 오스테나이트 양을 제어하거나, 다른 미세조직을 제어하여 연성 또는 성형성을 확보하는 기술로서, 상기 기술들은 연성의 향상을 위해 낮은 항복강도를 갖는데 이로 인해 내충격특성이 저하된다는 단점을 가지고 있으며, 또한 연성만을 고려하고 있기 때문에 실제 부품 가공시 필요한 굽힘가공성, 구명확장성 또는 용접성 등에 대해서는 충분한 고찰이 이루어지지 않았다.
그리고, 고항복비를 갖는 고강도 강판, 예컨대 0.75 이상의 항복비를 갖는 고강도 강판이 자동차용 구조부재 또는 충돌부재로 사용되기 위해서 요구되는 필수 특성은 점용접성과 굽힘가공성이다. 구조용 강 또는 보강재는 충돌시 충돌 에너지를 흡수함으로써 승객을 보호하는 역할을 하며, 이들 점용접부의 강도가 충분히 확보되지 않으면 충돌시 파단되어 충분한 충돌 흡수에너지를 얻을 수 없다. 따라서, 자동차사에서는 용접성을 나타내는 지표인 탄소당량, Ceq 값(C+Mn/20+Si/30+2P+4S)을 가능한 낮추기를 요구하고 있다. 또한, 용접성에 대한 요구조건은 자동차사별로 다소 차이가 있으나, 가장 엄격한 기준은 Ceq값≤0.24이며, 동시에 강에 첨가되는 탄소함량이 0.1% 이하의 조건을 만족하도록 요구하고 있다.
따라서, 상술한 바와 같이 용접성을 고려한 고강도 강판의 개발이 요구되고 있는 실정이며, 이를 해결하기 위한 기술로서 특허문헌 7은 실제 시장에서 요구하는 용접성을 만족시키지 못하는 문제점이 있다. 다른 기술로서 특허문헌 8은 780MPa 이상의 인장강도를 갖는 강에 대해 고항복 및 용접성과 연성을 확보하는 기술을 제안하고 있으나, 이 기술을 실 공정에 적용하는 경우 중간소재인 열연강판의 높은 강도로 인해 형상제어가 어렵고, 압연부하가 증가함으로써 냉간압연성이 크게 저하하고, 또한 소둔열처리시 급냉 열처리 조건을 적용하여야 하기 때문에 소둔재의 형성제어, 표면 결함 유발 등 조업성이 크게 저하된다는 문제점이 있다.
일본공개특허 제1981-084422호 일본공개특허 제1992-221015호 한국공개특허 제2006-0072701호 일본공개특허 제1994-145892호 일본공개특허 제1994-145788호 일본공개특허 제1993-070886호 일본공개특허 제2003-193194호 일본공개특허 제2005-105367호
본 발명은 상술한 문제점을 개선하기 위한 것으로, 합금원소의 종류 및 함량과 제조조건을 적절히 제어함으로써, 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서 항복강도 편차가 매우 낮고 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.070~0.095%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.100%, S: 0.01% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.01% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.001~0.006%, Sb: 0.001~0.100%를 함유하고, Ti: 0.003~0.080% 및 Nb: 0.003~0.080% 중 1종 이상을 더 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 하기 수학식 1로 표시되는 Ceq가 0.24 이하를 만족하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판을 제공한다.
<수학식 1>
Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분계를 가지고, 상기 Ceq가 0.24 이하를 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 800~850℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔한 강판을 650~700℃까지는 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각한 후, 5~20℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하여 300~400℃의 온도 범위에서 냉각을 종료하는 단계; 및 상기 냉각된 강판을 200~300초 동안 과시효 처리하는 단계를 포함하고, 상기 소둔온도(SST) 및 급냉종료온도(RCST; 2차 냉각종료온도)는 하기 수학식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
<수학식 2>
0.015SST - 0.013RCST ≥ 7.1
본 발명에 따르면, 항복강도 780MPa 이상, 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서, 동시에 용접성, 굽힘가공성 및 연신율이 우수한 강판과 이러한 강판의 조업성을 확보할 수 있는 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 페라이트와 경질상의 경도비에 따른 구멍확장률(HER)의 변화를 나타낸 도면이다.
도 2는 연신율에 따른 구멍확장율(HER)의 변화를 나타낸 도면이다.
도 3은 발명강 1 내지 3에 대하여 840℃의 소둔온도에서 급냉종료온도(2차 냉각종료온도) 변화에 따른 재질특성의 변화를 측정한 결과를 나타낸 도면이다.
도 4 내지 6은 발명강 1 내지 3에 대하여 840℃의 소둔온도에서 급냉종료온도(2차 냉각종료온도) 변화에 따른 미세조직의 변화를 측정한 결과를 나타낸 도면이다.
본 발명자들은 용접성 및 굽힘가공성을 모두 우수하게 갖는 강재를 도출해내기 위해 깊이 연구한 결과, 탄소함량뿐만 아니라 합금원소의 함량 및 제조방법의 각 조건을 정밀 제어하여 베이나이트, 마르텐사이트 및 페라이트의 분율이 적절히 제어된 미세조직을 도출함으로써, 고항복비를 가지면서 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다.
통상, 2상 조직을 갖는 강을 제조하기 위해서는 Ar1과 Ar3 사이의 2상 영역에서 소둔 균열처리함으로써 적당량의 페라이트와 오스테나이트를 확보한 후 급냉을 통해 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시킴으로써 페라이트와 마르텐사이트를 확보한다. 이러한 강재의 특징은 연질의 페라이트에 의해 연성을 확보하고 마르텐사이트를 통해 원하는 수준의 강도를 확보하는 것이다. 그러나, 2상 조직강은 생성되는 두 상간의 강도차이가 매우 크기 때문에 외부의 변형시 상의 경계면에 크랙이 쉽게 발생할 수 있다. 이러한 크랙들은 구멍확장성 또는 굽힘가공성을 열화시키는 주된요인이 된다.
이를 해결하기 위해서는 2상 조직강의 상간 경도차이를 감소시켜야 한다. 도 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 상간의 경도 차이를 감소시킬수록 굽힘가공성 및 구멍확장이 개선되는 것을 확인할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서 마르텐사이트의 양을 감소시키고 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트를 생성시킬 필요가 있으며, 이는 소둔온도를 Ar3 이상으로 높여 100%의 오스테나이트를 확보한 후 냉각을 통해 소량의 페라이트와 주상으로 베이나이트, 마르텐사이트를 확보하거나, 또는 2상역에서 소둔처리 후, 급냉하여 페라이트 및 마르텐사이트를 확보한 후 템퍼링을 통해 마르텐사이트 내에 탄화물을 석출시킴(템퍼드 마르텐사이트)으로써 상간의 강도차이를 감소시킬 수 있다. 그러나, 이러한 연구들은 인장강도 대비 항복강도의 과도한 증가로 인해 항복비(YR)가 증가하며, 연성의 열화를 초래하므로 적절한 상분율의 제어가 필요하다. 또한, 합금원소의 과도한 첨가로 인해 용접성이 열화될 수도 있다.
본 발명에서는 변태조직강에서 일정수준의 연성을 확보하면서 고항복강도(YS)를 통해 굽힘가공성을 개선하고자 수 많은 이론과 실험의 결합을 통해, 용접성, 굽힘가공성 및 인장특성을 동시에 만족하면서, 소둔온도(Soaking Section Temperature; SST)와 급냉종료온도(Rapid Cooling Section Temperature; RCST)를 제어함으로써 항복비(YR)를 0.75 이상으로 확보할 수 있음을 인지하고 본 발명을 제안한다.
이하, 본 발명의 일 측면으로서, 용접성 및 굽힙가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판에 대해 설명한다.
여기서, 굽힙가공성은 단위두께에 대한 최소 굽힘반경의 비(R/t)를 의미하며, 여기서 최소 굽힘반경비(R)는 벤딩(bending) 시험 후 판의 외권부에 크랙이 발생하지 않는 최소 반경을 의미한다.
상기 냉연강판의 조성은 C: 0.07~0.095%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.100%, S: 0.01% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.01% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.001~0.006%, Sb: 0.001~0.100%를 함유하고, Ti: 0.003~0.080% 및 Nb: 0.003~0.080% 중 1종 이상을 더 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
본 발명의 냉연강판에 있어서, 상기와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
C: 0.070~0.095%
탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소로서, 고강도화를 도모하고 복합조직 강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 즉, 탄소함량이 증가하게 되면, 강 중 마르텐사이트의 양이 증가하게 된다.
이러한 C의 함량이 0.095%를 초과하게 되면 본 발명에서 요구하는 용접성을 나타내는 지표(Ceq)값을 0.24 이하로 만족시키기 어려우며, 또한 C 함량을 0.1% 이하로 규제하는 조건을 만족할 수 없다. 특히, Ceq 값에서는 C 함량이 0.1%를 초과하게 되면, Ceq≤0.24를 만족시키기 위해 Si, Mn 등의 원소를 상대적으로 낮춰야하는데, 이러할 경우 재질의 열화가 예상될 수 있다. 반면, C의 함량이 0.07% 미만이면 본 발명에서 제시하는 용접성의 조건은 만족할 수 있으나, 목적하는 강도를 확보하기 어려다. 따라서, C의 함량을 0.070~0.095%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.05~0.50%
실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고, 미변태 오스테나이트 중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직의 형성을 쉽게하고, 또한 Si 자체의 고용강화 효과를 유발하는 원소이다. 이러한 Si는 강도와 재질 확보를 위해 매우 유용한 원소이지만, 표면특성과 관련하여 표면 스케일의 결함을 유발할 뿐만 아니라, 화성처리성을 저하시키기 때문에 그 범위를 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 고항복비를 갖는 강재에서 최소한의 연성을 확보하기 위해, 페라이트의 분율을 일정량 확보하면서, 동시에 용접성을 저하시키지 않는 범위로서 Si를 0.05~0.50%로 제어하는 것이 바람직하다. Si의 함량이 0.05% 미만일 경우에는 충분한 페라이트가 확보되지 않아 연성이 감소하며, 반면 0.5%를 초과할 경우에는 강도의 저하와 더불어 용접성이 열화되는 문제가 발생할 수 있다.
Mn: 2.0~2.4%
망간(Mn)은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며, 강중 황(S)을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 동시에 강을 강화시키는 원소이다. 또한, 동시에 복합조직강에서는 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 함으로써 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다.
다만, 그 함량이 2.0% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어려우며, 반면 2.4%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높으므로, Mn의 함량을 2.0~2.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.100%
인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서, 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 제조비용의 문제를 야기시키며, 반면 0.100%를 초과할 경우에는 프레스 성형성이 열화되고 강의 취성이 발생될 수 있으므로, P의 함량을 0.001~0.100%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.01% 이하
황(S)은 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 따라서, 그 함량이 0.010%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높으므로 S의 함량을 0.010% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.01~0.10%
가용 알루미늄(Sol.Al)은 강중의 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si와 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 다만, 그 함량이 0.01% 미만일 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 0.10%를 초과하게 되면 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조비용이 증가하므로, Sol.Al의 함량은 0.01~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.01% 이하
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이다. 다만, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 오스테나이트의 안정성이 크게 증가하여 본 발명강에서 형성하고자 하는 베이나이트의 형성을 방해하므로, N의 함량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.5~1.0%
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 본 발명에서는 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소로서 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 다만, 그 함량이 0.5% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 불리하므로, Cr의 함량을 0.5~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.03~0.15%
몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 함께 강의 경화능을 향상시키고, 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 강중에서 Mo계 미세 탄화물들을 형성시켜 페라이트 기지조직의 강도를 개선시키는 역할을 한다. 이러한 효과로 인해, 변태조직과 페라이트의 상간 강도차이가 감소하게 되어, 굽힘가공성에 유리한 작용을 한다.
다만, 그 함량이 0.03% 미만일 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.15%를 초과하게 되면 제조비용의 과도한 증가가 예상되므로, Mo의 함량은 0.03~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.001~0.006%
보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소로서, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가한다.
이러한 B의 함량이 0.001% 미만일 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.006%를 초과할 경우에는 표면에 B이 과다하게 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, B의 함량을 0.001~0.006%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.001~0.100%
안티몬(Sb)은 본 발명에서 우수한 내덴트(dent) 특성을 확보하기 위해 첨가하는 성분이다. Sb는 MnO, SiO2, Al2O3 등의 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 덴트에 의한 표면 결함을 저하시키며, 온도 상승 및 열연공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있는 원소이다.
이러한 Sb의 함량이 0.001% 미만일 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 0.100%를 초과하여 과도하게 첨가되면 목적하는 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조비용 상승 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.001~0.100%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti 또는 Nb: 각각 0.003~0.080%
티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강중에서 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 다만, 이러한 Ti 또는 Nb가 각각 0.003% 미만으로 첨가될 경우에는 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.080%를 초과하게 되면 제조비용의 상승 및 과다한 석출물로 인해 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti 또는 Nb의 함량은 각각 0.003~0.080%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기 성분 이외에도 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
본 발명에 따라 상기 성분 범위를 갖는 강판의 합금설계시, 하기 수학식 1로 표현되는 Ceq의 값이 0.24 이하를 만족하는 것이 바람직하다.
<수학식 1>
Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
상기 수학식 1은 강판의 용접성 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강중 C, Mn, Si, P, S의 원소는 탄소당량을 높이는 역할을 하며, 잘 알려져 있는 바와 같이 탄소당량이 높을수록 용접성은 열화되게 된다. 본 발명에 따른 초고강도 강이 사용될 때, 주로 시공되는 용접방법인 점용접시 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설명하면, 상기 수학식 1과 같이 구성되는 것이다. 따라서, 수학식 1에 의해 계산된 값이 0.24를 초과하면 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.
상술한 성분계 및 수학식 1을 만족하는 강판의 미세조직은 70~95%의 베이나이트, 3% 이하의 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다.
이때, 베이나이트량이 70% 미만이면 항복강도가 본 발명강에서 제시하는 780MPa 이상을 만족하지 못하며, 반면 95%를 초과하는 경우에는 베이나이트 분율이 너무 많아 항복강도는 본 발명강의 조건을 만족하지만 너무 과도하게 증가하여 연신율이 열화된다.
또한, 본 발명강에서 제시하는 항복강도 조건을 만족하기 위해 마르텐사이트 및 페라이트량을 낮게 제어할 필요가 있다. 즉, 마르텐사이트량의 증가로 베이나이트량이 감소하게 되면 780MPa 이상의 항복강도를 얻기 어려우며, 더욱이 베이나이트 대신 페라이트량이 증가하게 되면 연성이 과도하게 증가하여 인장강도 및 항복강도를 만족할 수 없다.
더불어, 상기 냉연강판은 인장강도 980MPa 이상으로 초고강도 강판이며, 항복강도도 780MPa 이상으로서 0.75 이상의 항복비를 갖는 것이 바람직하다. 또한, 연신율 8% 이상 및 굽힘가공성이 R/t 값으로 0.1 이하를 만족할 수 있다. 또한, 탄소함량이 0.1% 이하이며, 용접성을 나타내는 지표인 Ceq값이 0.24 이하인 냉연강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 냉연강판의 제조방법은 개략적으로, 상술한 성분계 및 수학식 1을 만족하는 슬라브를 재가열한 후, 상기 재가열된 슬라브를 압연한 후 권취한다. 이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하고, 연속소둔한 후 1차, 2차 냉각하여 300~400℃에서 냉각을 종료한 후 과시효 처리하는 과정으로 이루어진다.
이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.
마무리 압연온도: 800~950℃
슬라브를 재가열한 후 열간압연을 실시한다. 열간압연의 수행에 앞서, 슬라브를 재가열하는 단계의 온도조건은 특별히 한정되지 않지만, 통상의 재가열온도로 제어하는 것이 바람직하다.
열간압연에서의 마무리 압연은 출구측 온도가 800~950℃ 사이가 되도록 압연하는 것이 바람직하다. 즉, 열간 마무리 압연온도가 800℃ 미만일 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고, 또한 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성이 증가하고 성형성이 열화된다. 반면, 마무리 압연온도가 950℃를 초과하게 되면, 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다.
권취온도: 500~750℃
상기 열간 마무리 압연을 종료한 후, 500~750℃에서 권취한다.
권취온도가 500℃ 미만이면, 과다한 마르텐사이트 또는 베이난이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 권취온도가 750℃를 초과하게 되면 Si, Mn 및 B 등의 용융아연도금의 젖음성(wettability)을 저하시키는 원소들에 의한 표면농화가 심해지므로, 권취온도는 500~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이후, 권취한 열연판을 산세한 후 냉간압연을 실시한다.
냉간압연시 압하율: 40~70%
냉간압연을 실시할 시, 냉간압하율은 40~70%가 바람직하다.
냉간압하율이 40% 미만인 경우에는, 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며, 형상교정이 매우 어렵다. 반면, 냉간압하율이 70%를 초과할 경우에는 강판 에지(edge)부에서 크랙(crack)이 발생할 가능성이 크고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다. 따라서, 냉간압연시 압하율은 40~70%로 제한하는 것이 바람직하다.
소둔조건
상기에서 얻어진 냉연판을 연속소둔을 실시하는데, 이때 소둔온도는 급냉종료온도(하술하는 1차, 2차 냉각 후 냉각종료온도)와 더불어 본 발명에서 중요하게 관리하는 요소 중 하나이다. 즉, 본 발명에서 제안하는 발명강에서 항복비(YR) 0.75 이상의 고항복비를 갖는 DP강을 제조하기 위해서는 소둔온도를 800~850℃로 관리할 필요가 있다. 연속소둔시 소둔온도가 800℃ 미만이면, 페라이트가 다량으로 생성되어 항복비가 낮아지므로 항복비 0.75 이상의 고항복비를 갖는 강재를 제조할 수 없으며, 반면 850℃를 초과하게 되면 항복비가 0.75 이상을 만족하나 과도한 항복강도의 증가로 인해 연성의 열화가 초래되는 문제가 발생한다.
또한, 상기 소둔온도는 하기 수학식 2와 같은 소둔온도(SS) 및 급냉종료온도(RCST)의 관계식을 이용하여 제어하는 것이 바람직하다. 하기 수학식 2를 만족하지 아니할 경우에는 베이나이트가 충분히 형성되지 못해 본 발명강에서 목표로하는 항복강도를 만족하기 어렵다.
<수학식 2>
0.015SST - 0.013RCST ≥ 7.1
또한, 연속소둔시 소둔시간은 통상 적용되는 조건으로 수행하는 것이 바람직하다.
소둔 후 냉각조건 및 과시효 처리
연속소둔 후 냉각은 1차, 2차로 실시하는 것이 바람직하다.
먼저, 연속소둔한 강판을 650~700℃까지 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각단계는 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것으로서, 상기 1차 냉각단계의 종료온도가 650℃미만 또는 700℃를 초과하게 되면 본 발명에서 목적하는 연성 및 강도를 확보하기 어렵다.
1차 냉각 후, 2차 냉각은 앞서 설명한 바와 같이 본 발명에서 중요시하는 제어요소 중 하나로서, 5~20℃/s의 냉각속도 300~400℃(베이나이트 구간)까지 2차 냉각하는 것이 바람직하며, 냉각을 완료한 후 상기 베이나이트 구간에서 과시효 처리를 행한다. 상기 2차 냉각종료온도 조건은 고항복비의 확보와 더불어 굽힘가공성을 동시에 확보하기 위해 매우 중요한 온도조건으로서, 냉각종료온도가 300℃ 미만일 경우에는 과시효 처리 동안 마르텐사이트량의 과도한 증가로 항복강도, 인장강도가 동시에 증가하고 연성이 매우 열화된다. 반면, 냉각종료온도가 400℃를 초과하게 되면 1차 냉각시 형성된 페라이트의 변태량이 2차 냉각시에 더욱 증가하여 연성이 증가하고 항복강도가 감소하게 됨으로써 본 발명에서 목적으로 하는 고항복비 강을 제조할 수 없다.
이와 같이 냉각을 완료한 후 과시효 처리 시 처리시간은 200~300초로 제어하는 것이 바람직하며, 이는 충분한 베이나이트량을 확보하기 위함이다.
더불어, 상기 과시효 처리 후, 상기 강판을 0.3~1.0% 범위 내에서 스킨패스(skin pass)압연을 수행한다. 통상, 변태조직 강을 스킨패스압연하는 경우 대부분 인장강도의 증가없이 50 내지 100 MPa 이상의 항복강도의 상승이 일어난다. 따라서, 압하율이 0.3% 미만이면 본 발명강과 같은 초고강도 강에서 형상을 제어하는 것이 매우 어려우며, 반면 1.0%를 초과하여 작업하게 되면 항복강도가 너무 과도하게 증가한다. 또한 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해지므로, 스킨패스압연시 압하율은 0.3~1.0%로 한정하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.
( 실시예 )
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 진공용해한 후, 가열로에서 1200℃의 온도로 1 시간 동안 재가열한 후 추출하여 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이때, 열간압연은 880~900℃의 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 680℃로 설정하였다. 이후, 열간압연된 강판을 산세처리한 후 50%의 냉간압하율로 냉간압연을 실시하였다. 이후, 냉간압연된 강판은 하기 표 2의 소둔조건으로 연속소둔하고, 1~10℃/s의 냉각속도로 650~700℃까지 1차 냉각한 후, 하기 표 2의 2차 냉각조건으로 2차 냉각하였다. 그리고, 상기 냉각된 강판을 250초간 과시효 처리한 후, 0.5% 압하율로 스킨패스압연을 실시하였다.
상기 제조된 냉연강판으로부터, JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질을 측정하였다. 구체적으로, 시편의 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El), 항복비(YR) 및 굽힘가공성(R/t<1)을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.
강종 C Si Mn P S Sol.
Al
Cr Mo Ti Nb N B Sb 수학식1 비고
1 0.07 0.30 2.3 0.012 0.003 0.04 0.85 0.09 0.020 0.051 0.0038 0.0025 0.03 0.23 발명강
2 0.07 0.40 2.3 0.009 0.002 0.05 0.85 0.13 0.025 0.055 0.0050 0.0025 0.02 0.22 발명강
3 0.07 0.45 2.2 0.010 0.005 0.035 0.85 0.15 0.022 0.045 0.0030 0.0025 0.03 0.24 발명강
4 0.09 0.10 2.3 0.009 0.004 0.06 0.85 0.06 0.050 0.060 0.0040 0.0025 0.04 0.24 발명강
5 0.08 0.10 2.2 0.010 0.003 0.07 0.85 0.09 0.030 0.035 0.0056 0.0025 0.02 0.23 발명강
6 0.07 0.40 2.2 0.010 0.003 0.06 0.90 0.07 0.020 0.045 0.0055 0.0025 0.03 0.23 발명강
7 0.08 0.20 2.2 0.010 0.003 0.04 0.95 0.12 0.025 0.045 0.0047 0.0025 0.02 0.23 발명강
8 0.08 0.30 2.2 0.009 0.005 0.055 0.90 0.10 0.035 0.058 0.0070 0.0025 0.03 0.24 발명강
9 0.07 0.40 2.2 0.011 0.004 0.055 0.95 0.11 0.045 0.065 0.0060 0.0025 0.03 0.23 발명강
10 0.08 0.20 2.2 0.012 0.005 0.06 0.85 0.14 0.052 0.059 0.0055 0.0025 0.02 0.24 발명강
11 0.08 0.60 2.5 0.010 0.003 0.05 0.85 0.05 0.040 0.045 0.0041 0.0005 0.04 0.26 비교강
12 0.07 0.40 2.5 0.011 0.004 0.05 0.90 0.09 0.020 0.050 0.0035 0.0005 0.02 0.25 비교강
13 0.09 0.10 2.3 0.009 0.005 0.035 0.95 0.06 0.020 0.040 0.0070 0.0025 0.04 0.25 비교강
14 0.11 0.10 2.6 0.010 0.006 0.04 0.95 0.09 0.010 0.055 0.0050 0.0025 0.02 0.29 비교강
15 0.13 0.80 2.3 0.009 0.005 0.03 0.90 0.15 0.030 0.050 0.0060 0.0025 0.03 0.31 비교강
16 0.09 0.10 3.1 0.011 0.006 0.05 0.85 0.08 0.025 0.055 0.0065 0.0025 0.05 0.29 비교강
17 0.10 0.50 2.7 0.011 0.003 0.06 0.85 0.15 0.040 0.030 0.0050 0.0025 0.03 0.29 비교강
강종 소둔
온도
(℃)
급냉종료온도
(℃)
스킨패스 압연율
(%)
YS
(MPa)
TS
(MPa)
T-El
(%)
YR 수학식 2 굽힘
가공성
B분율
(%)
비고
1 840 370 0.5 825.3 1079.7 9.5 0.76 7.79 X 85 발명예1
820 450 0.5 704.6 993.4 14.4 0.71 6.45 41 비교예1
2 840 370 0.5 781.2 1030.6 9.7 0.76 7.79 X 90 발명예2
780 350 0.5 696.8 1015.1 13.6 0.69 7.15 45 비교예2
3 840 370 0.5 801.1 1070.2 8.8 0.75 7.79 X 91 발명예3
850 450 0.5 695.8 1090.7 13.3 0.64 6.9 42 비교예3
4 820 320 0.5 811.6 1039.9 8.9 0.78 8.14 X 88 발명예4
800 450 0.5 683.4 1029.6 12.1 0.66 6.15 38 비교예4
5 800 310 0.5 790.9 1022.6 9.4 0.77 7.97 X 82 발명예5
800 450 0.5 673.9 1024.4 10.7 0.66 6.15 40 비교예5
6 840 350 0.5 801.8 1026.6 10.1 0.78 8.05 X 81 발명예6
800 410 0.5 679.4 1008.3 12.5 0.67 6.67 43 비교예6
7 810 350 0.5 784.6 1026.2 9.5 0.76 7.6 X 90 발명예7
810 440 0.5 624 1040.7 13 0.60 6.43 34 비교예7
8 820 340 0.5 787.7 1025.5 9.1 0.77 7.88 X 87 발명예8
810 400 0.5 609.4 990 14.6 0.62 6.95 41 비교예8
9 850 400 0.5 811.2 1008.3 10.1 0.80 7.55 X 85 발명예9
850 450 0.5 658.4 1014.5 16.4 0.65 6.9 35 비교예9
10 830 350 0.5 797.7 1049.6 9.9 0.76 7.9 X 88 발명예10
830 450 0.5 633.3 1085 13.8 0.58 6.6 31 비교예10
11 800 300 0.5 812 1093 5.1 0.74 8.1 X 91 비교예11
800 450 0.5 620.9 1019.1 13.8 0.61 6.15 X 38 비교예12
12 820 250 0.5 903.3 1198.9 5.3 0.75 9.05 X 95 비교예13
820 450 0.5 632.3 1019.2 13.8 0.62 6.45 X 40 비교예14
13 830 350 0.5 892 1104.4 6.5 0.81 7.9 X 88 비교예15
830 450 0.5 750.2 1095.2 10.5 0.69 6.6 X 43 비교예16
14 830 320 0.5 812 1243 4.6 0.65 8.29 X 82 비교예17
820 450 0.5 760.9 1105.2 11.5 0.69 6.45 X 42 비교예18
15 830 300 0.5 730.2 1075.3 8.6 0.68 8.55 X 55 비교예19
830 450 0.5 763.2 1089.2 7.2 0.70 6.6 X 63 비교예20
16 820 300 0.5 892.1 1315.1 3.4 0.68 8.4 X 91 비교예21
820 450 0.5 862.8 1256.9 5.6 0.69 6.45 X 62 비교예22
17 840 300 0.5 874.3 1112.7 5.9 0.79 8.7 X 91 비교예23
840 450 0.5 750.1 1092.2 10.5 0.69 6.75 X 42 비교예24
(상기 표 2에서 시편의 굽힘가공성은 R/t 1.0의 벤딩(bending) 시험에서 표면에 크랙이 발생하지 않는 소재에 대해 '○', 크랙이 발생하는 소재에 대해서는 'X'로 표기하였다.
또한, 상기 급냉종료온도는 1, 2차 냉각 후 냉각을 종료하는 온도를 의미한다.
상기 B 분율은 베이나이트의 면적분율을 의미하며, 상기 베이나이트 이외의 나머지 조직은 페라이트와 마르텐사이트로 조성된다.)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분범위와 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 10(표 2)은, 항복강도 780MPa 이상, 인장강도 980MPa 이상, 항복비 0.75 이상으로 확보되었으며, 또한 8% 이상의 연신율을 만족하고, 동시에 용접성을 대표하는 수학식 1의 값이 0.24 이하를 만족하는 것을 확인하였다. 더욱이, 이러한 특성을 만족하는 발명예들은 베이나이트 분율이 80% 이상으로 매우 높아, 굽힘가공성의 지표인 R/t가 1.0 이하인 조건을 모두 만족함으로써 우수한 굽힘가공성 특성을 나타내었다.
이에 반면, 발명강의 성분조건을 만족하더라도 소둔온도 또는 급냉종료온도(2차 냉각종료온도)가 본 발명에서 제시하는 조건을 만족하지 않는 경우(비교예 1 내지 10), 항복강도가 700MPa 이하로 낮고, 특히 항복비가 0.7 이하로서 본 발명에서 제시하는 특성을 만족하지 못함을 확인하였다. 이는, 강 중에 페라이트 분율이 증가함에 따라 본 발명에서 목표로 하는 베이나이트량(70% 이상)을 만족하지 못하였기 때문인 것으로 판단된다.
또한, 본 발명에서 제시하는 제조조건, 수학식 1 또는 수학식 2를 만족하는 않는 비교예 11 내지 24의 경우에는, 본 발명에서 제시하는 성분범위를 만족하지 못하는 경우로서 다른 재질은 만족하더라도 Ceq가 높아 용접성이 열화하거나, 관계식 1은 만족하더라도 과도한 강도 증가에 따른 연신율의 저하 등이 발생됨을 확인하였다.
도 3은 발명강 1 내지 3에 대하여 840℃의 소둔온도에서 급냉종료온도 변화에 따른 재질특성의 변화를 측정한 결과이며, 도 4 내지 6은 발명강 1 내지 3에 대하여 840℃의 소둔온도에서 급냉종료온도 변화에 따른 미세조직의 변화를 측정한 결과이다.
먼저, 도 3에 나타낸 바와 같이 발명강 1 내지 3 모두 급냉종료온도 저하에 따라 항복강도 및 인장강도가 증가하고, 연신율이 감소하는 것을 알 수 있다. 이러한 재질의 변화는 도 4 내지 6에 나타낸 바와 같이 급냉종료온도 저하에 따라 베이나이트양의 증가에 기인한 것이다.
이상과 같이, 본 발명은 성분계 및 제조조건을 엄격히 제어함으로써 용접성뿐만 아니라, 급힘가공성 및 연신율이 매우 우수한 강재를 제공할 수 있으며, 항복비 0.75 이상의 고항복비형 강재를 제공할 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.070~0.095%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.100%, S: 0.01% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.01% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.001~0.006%, Sb: 0.001~0.100%를 함유하고,
    Ti: 0.003~0.080% 및 Nb: 0.003~0.080% 중 1종 이상을 더 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고,
    하기 수학식 1로 표시되는 Ceq가 0.24 이하를 만족하고,
    미세조직은 70~95%의 베이나이트, 3% 이하의 마르텐사이트 및 잔부 페라이트로 이루어지는 것인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판.

    <수학식 1>
    Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
  2. 삭제
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 980MPa 이상의 인장강도, 780MPa 이상의 항복강도, 0.75 이상의 항복비, 8% 이상의 연신율 및 0.1 이하의 굽힘가공성(R/t)을 갖는 것을 특징으로 하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판.
  4. 중량%로, C: 0.070~0.095%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.100%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.001~0.006%, Sb: 0.001~0.100%를 함유하고, Ti: 0.003~0.080% 및 Nb: 0.003~0.080% 중 1종 이상을 더 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 하기 수학식 1로 표시되는 Ceq가 0.24 이하를 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계;
    상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 800~850℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔한 강판을 650~700℃까지는 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각한 후, 5~20℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하여 300~400℃의 온도 범위에서 냉각을 종료하는 단계; 및
    상기 냉각된 강판을 200~300초 동안 과시효 처리하는 단계를 포함하고,
    상기 소둔온도(SST) 및 급냉종료온도(RCST)는 하기 수학식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법.

    <수학식 1>
    Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S

    <수학식 2>
    0.015SST - 0.013RCST ≥ 7.1
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계에서 마무리 열간압연은 800~950℃의 온도 범위에서 수행하는 것을 특징으로 하는 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 권취하는 단계는 500~750℃의 온도 범위에서 수행하는 것을 특징으로 하는 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  7. 제 4항에 있어서,
    상기 냉간압연하는 단계는 40~70%의 냉간압하율로 수행하는 것을 특징으로 하는 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 제 4항에 있어서,
    상기 과시효 처리하는 단계 후, 압하율 0.3~1.0%로 스킨패스압연하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 고항복비형 초고강도 냉연강판의 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007092154A (ja) * 2005-09-30 2007-04-12 Jfe Steel Kk 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
KR100711468B1 (ko) * 2005-12-23 2007-04-24 주식회사 포스코 성형성과 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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WO2023048449A1 (ko) * 2021-09-24 2023-03-30 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법

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