KR101561007B1 - 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법 - Google Patents

재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101561007B1
KR101561007B1 KR1020150064050A KR20150064050A KR101561007B1 KR 101561007 B1 KR101561007 B1 KR 101561007B1 KR 1020150064050 A KR1020150064050 A KR 1020150064050A KR 20150064050 A KR20150064050 A KR 20150064050A KR 101561007 B1 KR101561007 B1 KR 101561007B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
less
cold
rolled steel
hot
Prior art date
Application number
KR1020150064050A
Other languages
English (en)
Inventor
한성호
한상호
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 US15/537,743 priority Critical patent/US20180002771A1/en
Priority to CN201580069626.0A priority patent/CN107109588B/zh
Priority to PCT/KR2015/004597 priority patent/WO2016098964A1/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101561007B1 publication Critical patent/KR101561007B1/ko
Priority to US17/339,619 priority patent/US20210292862A1/en

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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
    • C21D8/0447—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 heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법이 제공된다.
본 발명은, 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.2% 초과 1.5% 이하, Mn: 2.2~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하를 함유하며, 또한 Si/(Mn+Si) ≤ 0.5이고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 강판의 미세조직이 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 잔류 오스테나이트 3% 이하, 및 잔부 마르텐사이트로 이루어지고; 그리고 상기 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적분율이 5% 이하인 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판에 관한 것이다.

Description

재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법{High strength cold rolled, hot dip galvanized steel sheet with excellent formability and less deviation of mechanical properties in steel strip, and method for production thereof}
본 발명은 주로 자동차의 구조 부재에 호적인 고강도 강대 내지 용융아연 도금강대의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 780 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 강대 내에 있어서의 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 또는 용융아연 도금강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
지구 환경보전을 위한 과제로서 연비규제가 강화되면서 자동차 차체의 경량화가 적극적으로 행해지고 있다. 그 대책의 하나로서 강판의 고강도화에 의한 자동차 소재의 무게 감소를 도모하고 있다.
일반적으로 고강도 자동차 소재는 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등으로 구분될 수 있다. 이중 변태강화강에는 이상조직강(Dual Phase Steel), 복합조직강(Complex Phase Steel)이나 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity)강 등이 있다. 그리고 이들 변태강화강을 첨단 고강도강 (Advance High Strength Steel: AHSS)이라고도 한다. 상기 이상조직강(DP강)은 연질의 페라이트 내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균일하게 분산되어 고강도를 확보하는 강을 말한다. 복합조직강(CP강)은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb등의 석출경화원소를 포함하는 강이다. 변태유기소성강(TRIP강)은 미세 균질하게 분산된 잔류오스테나이트를 상온에서 가공하면 마르텐사이트 변태를 일으키며 고강도 고연성을 확보하는 강종이다.
최근, 충돌시에 있어서의 탑승자의 안전성 확보나 차체 경량화에 의한 연료비 개선을 목적으로, 인장 강도(TS)가 780 MPa 이상인 판두께가 얇은 고강도 강판의 자동차 구조 부재로의 적용이 적극적으로 진행되고 있다. 특히 최근에는, 980 MPa급, 1180 MPa급의 높은 TS를 갖는 높은 고강도 강판의 적용도 검토되고 있다.
그러나 일반적으로 강판의 고강도화는 강판의 성형 특성, 구멍 확장성, 굽힘성 등의 저하를 초래하여 성형성의 저하가 수반되므로, 고강도와 우수한 성형성을 동시에 확보하고, 추가로 내식성을 확보할 수 있는 우수한 용융아연도금강판의 제조기술이 바람직하게 요구되고 있다.
이러한 요구에 대하여, 예를 들면, 특개평9-13147호 공보에는, 질량%로, C:0.04~0.1%, Si:0.4~2.0%, Mn:1.5~3.0%, B:0.0005~0.005%, P≤0.1%, 4N<Ti≤0.05%, Nb≤0.1%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강판으로서, 그 표층에 합금화 용융아연도금층을 가지며, 합금화 용융아연도금층 중의 Fe%가 5~25%이고, 강판의 조직이 페라이트 상과 마르텐사이트 상의 혼합 조직으로서 인장 강도가 800 MPa 이상의 성형성 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판을 제시하고 있다.
또한 특개평11-279691호 공보에는, 질량%로, C:0.05~0.15%, Si:0.3~1.5%, Mn:1.5~2.8%, P:0.03%이하, S:0.02%이하, Al:0.005~0.5%, N:0.0060%이하, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 또한 (Mn%)/(C%)≥15 또는 (Si%)/(C%)≥4를 만족하고, 페라이트 중에 체적율로 3~20%의 마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상을 포함하는 성형성이 좋은 고강도 합금화 용융아연 도금강판을 제안하고 있다.
그리고 특개2002-69574호 공보에는, 질량%로, C:0.04~0.14%, Si:0.4~2.2%, Mn:1.2~2.4%, P:0.02%이하, S:0.01%이하, Al:0.002~0.5%, Ti:0.005~0.1%, N:0.006%이하를 함유하고, 또한 (Ti%)/(S%)≥5를 만족하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 도금강판으로서, 마르텐사이트상과 잔류 오스테나이트상의 체적율이 합계로 6%이상이며, 그리고 마르텐사이트상, 잔류 오스테나이트상 및 베이나이트상의 경질상조직의 체적율을 α%로 했을 때, α≤50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+ (Mo%)/96+(V%)/51}를 만족하는 구멍 확장성이 우수한 저항복비 고강도 도금강판을 제안하고 있다.
그러나, 상기 특허문헌 1~3에 기재된 고강도강판에 관한 기술에서는, 강판 내에 있어서의 재질의 불균일이 매우 크게 발생하는 문제가 존재하고 있다.
따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 문제를 해결하기 위한 것으로, 인장 강도 780MPa이상의 강재를 제조하는데 있어서, 압연직각방향과 압연방향의 인장강도 및 항복강도의 차이가 각각 50Mpa이하인 재질의 불균일성이 매우 작을 뿐만 아니라 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공함을 그 목적으로 한다.
또한 본 발명은 상기 강판들을 제조하는 방법을 제공함을 목적으로 한다.
그러나 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.2% 초과 1.5% 이하, Mn: 2.2~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하를 함유하며, 또한 Si/(Mn+Si) ≤ 0.5이고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
강판의 미세조직이 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 잔류 오스테나이트 3% 이하, 및 잔부 마르텐사이트로 이루어지고; 그리고
상기 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적분율이 5% 이하인 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판에 관한 것이다.
본 발명에서 상기 냉연강판은 TS(tr.)-TS(lo.)와 YS(tr.)-YS(lo.)[여기서 tr은 압연직각방향, lo는 압연방향을 의미한다]가 각각 50Mpa 이하일 수 있다.
또한 본 발명의 냉연강판은 Ti 및 Nb를 각각 0.05%이하의 범위로 1종 이상 함유할 수 있다.
또한 Cr : 0.1~0.7%, Mo: 0.1%이하 중 1종 이상을 추가로 함유할 수 있다.
그리고 B: 0.0060%이하로 추가로 함유할 수 있다.
나아가, Sb:0.5% 이하의 범위로 추가로 함유할 수 있다.
또한 본 발명은, 상기 냉연강판에 표면에 용융아연도금층을 형성할 수 있다.
또한 본 발명은, 상기 냉연강판에 표면에 합금화 용융아연도금층을 형성할 수 있다.
또한 본 발명은,
상기와 같이 조성된 용강을 이용하여 강재를 연속주조시 경압하를 이용하여 강 슬라브를 제조한 후, 재가열하는 공정;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3 + 50℃의 범위에서 마무리 열간압연하고, 600~750℃ 온도범위에서 권취하는 공정;
상기 권취된 강판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, Ac1+30 ~ Ac3-30℃의 온도범위에서 연속소둔하는 공정; 및
상기 연속소둔된 강판을 650~700℃의 온도범위까지 1차 냉각하고, 이어, Ms-50℃이하의 온도범위까지 2차 냉각하는 공정;을 포함하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한 본 발명은,
상기와 같이 조성된 용강을 이용하여 강재를 연속주조시 경압하를 이용하여 강 슬라브를 제조한 후, 재가열하는 공정;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3 + 50℃의 범위에서 마무리 열간압연하고, 600~750℃ 온도범위에서 권취하는 공정;
상기 권취된 강판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, Ac1+30 ~ Ac3-30℃의 온도범위에서 연속소둔하는 공정;
상기 연속소둔된 강판을 650~700℃의 온도범위까지 냉각속도로 1차 냉각하고, 이어, 600℃이하의 온도범위까지 3~30℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 공정; 및
상기 냉각된 강판을 통상의 조건으로 소둔한 후 용융아연 도금처리를 하는 공정;을 포함하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한 본 발명은,
상기 용융아연 도금처리를 한 후에, 450~600℃의 온도역에서 용융아연도금의 합금화처리를 실시하는 공정;을 포함하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에서 상기 냉연강판, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판은, 그 미세조직이 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 잔류 오스테나이트 3% 이하, 및 잔부 마르텐사이트를 포함하여 이루어지고, 상기 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적분율이 5% 이하일 수 있다.
본 발명에서 상기 냉연강판, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판은 TS(tr.)-TS(lo.)와 YS(tr.)-YS(lo.)[여기서 tr은 압연직각방향, lo는 압연방향을 의미한다]가 각각 50Mpa 이하일 수 있다.
또한 본 발명의 냉연강판, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판은 Ti 및 Nb를 각각 0.05%이하의 범위로 1종 이상 함유할 수 있다.
또한 Cr : 0.1~0.7%, Mo: 0.1%이하 중 1종 이상을 추가로 함유할 수 있다.
그리고 B: 0.0060%이하로 추가로 함유할 수 있다.
나아가, Sb:0.5% 이하의 범위로 추가로 함유할 수 있다.
본 발명에서는 또한 2차 냉각된 강판에 0.2~1.0%의 압하율 범위에서 스킨패스 압연을 실시할 수 있다.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명은, 항복비가 0.75 이하이며, 굽힘 가공성(R/t)이 0.5 이하, 구멍확장성 30%이상, 연신율 15% 이상이며, 동시에 방향별 인장 강도 및 항복강도 차이가 50MPa이하인 방향별 재질의 불균일이 작고 인장 강도 780MPa 이상의 저항복비형 고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 합금화 용융아연도금강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명에 있어서 연속주조공정에서의 경압하를 원리를 보여주는 모식도이다.
도 2는 경압하 유무에 따른 연속주조재의 중심부 미세조직을 보여주는 사진이다.
도 3은 본 발명에서의 Si/(Si+Mn) 조성비 차이에 따른 열연강판 내부조직을 보여주는 사진이다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 있어서 경압하 적용 유무에 따른 냉연소둔재의 내부조직을 보여주는 사진이다.
도 5는 본 발명의 다른 실시예에 있어서 경압하 적용 유무에 따른 냉연소둔재의 내부조직을 보여주는 사진이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명에서 제시하는 중요한 특징 중 하나는 강판의 방향별 재질불균일성이 작게 제어하는 곳이다. 여기서 방항별 재질불균일성이라고 하는 것은 압연직각방향과 압연방향의 인장강도 및 항복강도 차이를 의미하는 것으로서, 그 차이를 50Mpa이하로 제한한다. 자동차용 강판에 있어서 부품의 가공시 재질의 이방성이 매우 중요한 항목 중의 하나이다. 즉, 자동차용 부품은 인장시험과 같이 일축 변형이 아닌 여러방향으로 변형이 발생한다. 만약 각 방향별 재질의 차이가 크게 발생하게 되면, 방향별 변형 정도가 달라져 변형이 작게 되는 부위에서 가공 crack 등의 문제가 발생 될 수 있다. 780Mpa급 이상에서 중요한 성형 인자로 고려되는 구멍확장성을 예로 들면, 구멍확장성을 증가시키기 위해서는 모든 방향으로 균일한 변형이 일어나야 한다. 만약 특정부분에 변형이 집중된다면 그 방향으로 응력이 집중하여 crack이 발생하게 되므로 구멍확장성이 나빠지게 된다. 이러한 구멍확장성은 미세조직 내 각 상간의 강도차이가 작을수록 우수하지만, 상간의 강도차이가 작더라도 방향별 재질차이가 크다면 높은 강도를 가지는 방향에서 균열이 우선 발생하여 구멍확장성의 열화를 초래할 수 있다.
본 발명자는 고강도강에서 성형특성들을 조사하여 방향별 강도와의 상관성을 조사한 결과 압연직각방향과 압연방향의 강도가 50MPa이하로 제어되는 경우 재질불균일에 따른 성형성의 열화가 최소화되는 것을 확인할 수 있었다.
본 발명에서 제시하는 방향별 강도의 불균일을 작게 하려면 본 발명에서 제시하는 성분 조성으로 강 조성성분을 적정화한 다음, (1)강판의 미세조직을, 면적%로, 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 오스테나이트 3%이하, 및 잔여 마르텐사이트를 포함하도록 구성하고, (2) 상기 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적율을 5% 이하로 제어함으로써 780 MPa 이상의 성형성이 우수한 항복비 0.75 이하의 저항복비형 고강도강판을 얻을 수 있음을 확인하였다. 그리고 상술한 마이크로 조직은, 냉연강판의 경우는 열연 강대를 압하율 40~70%의 조건으로 냉간압연 후, 소둔 공정에서 Ac1+30 ~ Ac3-30℃ 온도범위에서 균열유지하고, 1~10℃/초의 냉각속도로 650~700℃까지 1차 냉각하고, 5~30℃/초의 냉각속도로 Ms-50℃이하의 온도범위까지 급냉하는데, 이에 의해 템퍼드(tempered) 마르텐사이트의 생성을 방지할 수 있다.
본 발명의 고강도 강판은, 연성이 풍부한 연질인 페라이트상 중에, 주로 경질인 마르텐사이트 상이 미세 분산된 복합 조직으로 구성되어 있다. 구체적으로, 본 발명에서 강판의 미세 조직은, 면적%로, 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 오스테나이트 3%이하, 및 잔여 마르텐사이트를 포함하여 구성된다.
상기 페라이트상은 충분한 연성을 확보하기 위해 필요한 것으로서, 본 발명에서는 조직 전체에 차지하는 면적률로 40%이상의 페라이트상이 필요하다.
그리고 상기 마르텐사이트상의 면적률은 본 발명에 있어서 가장 중요한 요건의 하나이다. 780MPa 이상의 인장 강도를 달성하기 위해서는, 조직 전체에 차지하는 마르텐사이트상의 면적률을 20%이상으로 할 필요가 있다. 상기 마르텐사이트상의 면적률이 50%를 넘으면, 충분한 연성을 얻을 수 없다. 따라서 조직 전체에 차지하는 마르텐사이트상의 면적률은 20~50%로 제한함이 바람직하다.
또한 본 발명에서는 상기 베이나이트 분율을 10%이하로 제한하는데, 이는 항복강도, 항복비의 상승을 억제하기 위함이며, 이러한 베이나이트상은 없어도 무방하다. 그리고 본 발명에서는 상기 잔류 오스테나이트상은 가급적 면적율을 작게 가져갈 필요가 있으므로 그 상한을 3%로 제한하였으며, 바람직하게는 1% 이하, 더욱 바람직하게는 그 분율을 재로(0) 상태로 억제하는 것이다.
한편 본 발명에서는 강판의 방향별 강도차이를 개선하기 위하여, 상술한 강판 내부의 미세조직의 분포 외에 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적분율 제어함을 특징으로 한다.
이러한 Mn 밴드상 조직은, C량, Mn량을 많이 함유한 강에 있어서, 주로 슬라브의 냉각 단계에서 결정립계를 따라 응집한 C, Mn의 농화층이 열간압연 시와 그 후의 냉각시에 인장되어 생성되는 것으로, 소둔강판 중에 압연 방향 또는 판폭방향으로 열모양, 층상을 이루어 형성되는 제2상 군으로 통상 이루어진 것이다.
본 발명자들은 소둔처리된 강판에 있어서, 마르텐사이트상 내에 차지하는 Mn 밴드(Mn band)상 면적비율이 전체 마르텐사이트상 대비 5 면적%를 초과시, 연성, 항복비가 현저하게 변화하는 것을 발견하게 되었으며, Mn 밴드상 비율이 5 면적% 이하이면, 항복비가 0.75 이하로 낮을 뿐만 아니라 굽힘 가공성(R/t) 0.5이하, 구멍확장성 30%이상의 성형성이 우수한 강재의 제조가 가능함을 확인하였다.
본 발명에서 마르텐사이트내의 Mn 밴드 면적율을 5% 이하로 제한하는 방법으로서, 크게 두 가지의 제어 인자를 고려하였다.
첫째, 본 발명에서 제시하는 성분으로 강을 제조시 연주공정에서 경압하(soft reduction)을 실시하는 것이다.
일반적으로 강을 제조하는 공정은 용광로에서 제조된 용융금속을 전로에서 강 제조에 필요한 성분의 함량을 제어한 후 주조공정을 통해 슬라브를 제조하게 된다. 그런데 주조공정은 용융금속이 매우 느린 속도로 흐르면서 냉각되기 때문에, 용융금속의 냉각시 Mn과 같이 무거운 원소들의 경우 슬라브의 중심부에 편석으로 존재하는 경우가 많다. 이러한 편석은 후속하는 열간압연과 냉간압연을 거치더라도 강의 중심부에 존재하여 밴드상을 형성하게 되며, 한번 형성된 밴드상은 없앨 수가 어렵다는 문제가 있다.
따라서 본 발명자들은 이를 예의 검토한 결과, 상기와 같은 밴드상의 형성을 근본적으로 제어하기 위해서는 주조단계에서부터 이를 제거하는 것이 바람직하다는 결론에 이르게 되었다. 그리고 이를 위해 연속주조공정에서 경압하공정을 적용하는 것이 바람직하다는 결론에 이르게 되었다. 경압하란 도 1에 나타낸 바와 같이, 연속주조공정의 응고 말기에 응고수축만큼 주편을 압하하여 주상정 사이에 존재하는 농화용강이 주편 중심부로 유입되는 것을 억제하는 기술이다. 본 발명자들은 이러한 경압하 기술을 제어함으로써 도 2와 같이, 최종 주조조직의 중심부에 편석이 소멸됨을 확인하였다.
둘째, Mn 밴드를 제거하기 위해 일정량 이상의 Si을 첨가하는 것이다.
일반적으로 Si는 C의 활동도(activity)를 증가시켜 열연의 퍼얼라이트(Pearlite) 생성을 방지하여 미세조직의 편석을 억제하는데 매우 유리한 원소이다. 따라서 Si의 첨가를 통해 밴드상 조직의 두께를 얇게 하고, 이것을 세세하게 분산킬 수 있다. 그 결과, 연속소둔공정에서도 Si에 의해 오스테나이트상 중의 C, Mn의 농화량이 늘어나기 때문에, 냉각 후의 페라이트 소지 안에 마르텐사이트를 분산시키는 것이 가능하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Si의 함량을 최소 0.2% 초과로 첨가하여야 한다. 그러나 Si첨가량이 1.5%를 초과하게 되면 Si에 의한 밴드상 제거효과는 우수하나 Si의 표면 농화에 의해 용융도금강판 제조시 미도금 등의 결함이 발생하게 되므로 그 첨가량을 0.2% 초과 1.5%이하로 제한한다.
한편 용융도금시 미도금성을 제어하는 방법으로 본 발명에서는 Si의 제어와 더불어 Si, Mn과의 상관식의 제어도 필요하다. 용융도금강판의 제조에 있어서 미도금성을 개선하기 위해서는 강판 표면에 SiO2를 가능한 억제할 필요가 있다. 본 발명자의 실험에 의하면, 강 조성성분에서 Si/(Si+Mn) 비를 0.5 이하로 제어함으로써 강판 표면에서의 Si의 농화보다 Mn의 농화 쪽이 지배적이 되어, 강판 표면에 생성하는 SiO2의 영향이 작아지기 때문에 미도금성의 발생을 방지할 수 있음을 확인하였다. 이러한 Si, Mn의 함량비 제어는 과도한 Si첨가를 억제함으로써 열연공정에서의 내부 산화 등의 개선에도 매우 큰 효과를 보일 수 있다. 도 3(a-b)는 Si/(Si+Mn)비가 0.5를 초과한 강재와 0.5 이하인 강재를 대상으로 열간압연 후 강판의 표면을 관찰한 결과이다. 도 3(a)에 나타난 바와 같이, Si/(Si+Mn)비가 0.5를 초과하는 경우, 강판 내부 깊숙이 산화가 진행된 것을 알 수 있다. 이러한 내부 산화는 산세와 냉간압연 및 소둔공정을 거치더라도 강 내부에 존재하여 도금성을 열화시킬 뿐만 아니라 외부응력의 발생시 crack의 원인으로 작용하여 재질열화를 유발할 수 있으므로 방향별 재질균일을 개선하고자 하는 본 발명의 특성을 벗어나게 된다. 한편 도 3(b)와 같이, Si/(Si+Mn)비가 0.5 이하인 경우 열연판 내부의 산화가 전혀 발생하지 않았으며, 이로 인해 용융도금강판의 도금성 또한 우수하였다.
이하, 본 발명의 강 조성성분 및 그 조성성분 제한이유를 상세히 설명한다.
탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 탄소는 고강도화를 도모하고 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 탄소함량이 증가하게 되면 강중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 하지만 그 양이 0.15%를 초과하면 용접성이 열화하게 되고, 편석층의 형성에 의해 성형성의 저하를 부른다. 반면에 탄소함량이 0.05%이하로 낮아지면 필요한 면적률의 마르텐사이트상을 얻는 것이 곤란할 뿐만 아니라 마르텐사이트상이 경질화하지 않기 때문에, 충분한 강도를 얻을 수 없다. 따라서 본 발명에서는 탄소함량을 0.05~0.15중량%로 제한함이 바람직하다.
실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시키기 쉽게 하며, 또한 Si자체의 고용강화 효과를 유발한다. 강도와 재질 확보를 위한 매우 유용한 원소이지만, 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라 화성처리성, 용융도금성을 떨어뜨리기 때문에 그 첨가량을 제한함이 바람직하다. 본 발명에서는 페라이트와 마르텐사이트의 분율을 일정량 확보하면서, 동시에 용융도금성을 저하시키지 않은 범위로 0.2% 초과 1.5% 이하 범위로 실리콘을 함유함이 바람직하다. 만일 Si함량이 0.2%이하에서는 충분한 페라이트가 확보되지 않아 본 발명에서 제시하는 페라이트 분율을 만족하지 못해 연성이 감소할 수 있으며, 1.5%를 초과하면 도금성, 화성처리성 등의 표면특성 저하와 더불어 용접성이 열화되는 문제가 있기 때문이다.
망간(Mn)은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키며, 강 중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지한다. 또한 강을 강화시키는 원소로서, 복합조직강에서는 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하므로 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 그러나 그 함량이 2.2% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높다. 또한 과도한 Mn의 첨가는 소둔처리된 강판 조직에서의 Mn 밴드를 유발시키게 되므로 Mn의 함량은 2.2~3.0%의 범위로 제한함이 바람직하다.
인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역활을 한다. 만일 그 함량이 0.001% 미만이면, 첨가에 따른 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기할 수 있다. 반면에 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있다.
이를 고려하여, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 0.001~0.10%로 제한함이 바람직하다.
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.01%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 상기 S의 함량을 0.01% 이하로 제한함이 바람직하다.
알루미늄(sol.Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용을 하며, Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라 제조비용이 증가하므로, 상기 가용 Al의 함량은 0.01~0.1%로 제한함이 바람직하다.
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분으로서, 0.01%를 초과하는 경우 내시효성이 열화하기 때문에 그 함량을 0.01%이하로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 강판은 상기 강 성분에 추가하여, 선택적으로 아래의 성분을 포함할 수도 있다.
먼저, 본 발명의 강판은 Ti와 Nb를 각각 0.05%이하의 범위로 1종 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 강중 Ti 및 Nb은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti 및 Nb의 함량이 각각 0.05%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti와 Nb의 함량을 각각 0.05%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명의 강판은 Cr:0.1~0.7%와 Mo: 0.1% 이하 중 1종 이상을 함유함이 보다 바람직하다.
강중 크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 소둔시에 제2상의 비율을 증가시키고, 미변태 오스테나이트상 중의 C 량을 감소시키고, 최종 제품으로의 마르텐사이트상의 경도를 저하시켜, 국부 변형을 억제하여 구멍 확장성이나 굽힘성의 향상에 기여한다. 동시에, 크롬은, 오스테나이트상으로부터 펄라이트상이나 베이나이트상의 생성을 억제하는 작용이 있으므로, 오스테나이트상으로부터 마르텐사이트상으로의 변태를 용이하게 하여, 마르텐사이트 상을 충분한 비율로 생성하는 것이 가능해진다. 이와 같은 효과를 얻으려면, 크롬(Cr)량을 0.1%이상으로 할 필요가 있다. 한편, 크롬(Cr)량이 0.7%를 넘으면, 제2상의 비율이 너무 커지거나 Cr탄화물이 과잉에 생성하는 등, 연성의 저하를 초래할 수 있다.
강중 Mo는 고용강화 원소로서의 역할뿐만 아니라, 소둔시의 냉각 과정에 있어서, 오스테나이트상을 안정화하고, 복합 조직화를 용이하게 한다. 그러나 그 첨가량이 0.1%를 초과하게 되면, 도금성, 성형성, 스폿 용접성이 열화하고 또한 제조비용의 과도한 증가가 예상된다. 따라서 그 첨가량을 0.1%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명의 강판은 B:0.0060%이하를 추가로 포함할 수도 있다.
강 중 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가될 수 있다. 하지만, 상기 B의 함량이 0.0060% 초과하면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화와 더불어 연성의 열화를 초래할 수 있으므로 그 첨가량을 0.0060%이하로 제한함이 바람직하다.
나아가, 본 발명의 강판은 Sb:0.5%이하를 추가로 포함할 수도 있다.
강 중 Sb는 MnO, SiO2, Al2O3 등의 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 덴트에 의한 표면 결함을 저하시키며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다. 상기 Sb의 함량이 0.5%를 초과하는 경우는 그 첨가량이 계속 증가하여도 이러한 효과는 크게 증가하지 않을 뿐만 아니라 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있기 때문에, 상기 Sb의 함량은 0.5%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같은, 강 조성성분, 미세조직 및 Mn 밴드상 분율을 갖는 본 발명의 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판은 TS[Tensile Strength](tr.)-TS(lo.)와 YS[Yield Strength](tr.)-YS(lo.)[여기서 tr은 압연직각방향, lo는 압연방향을 의미한다]가 각각 50Mpa 이내일 수가 있어, 강판의 방향별 재질 균일성을 도모할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명한다.
먼저, 본 발명에서는 상기와 같은 강 조성성분을 갖는 용강을 이용하여 연속주조를 통하여 강 슬라브를 제조한다. 이때, 본 발명에서는 연속주조 시 상술한 바와 같은 경압하 방법을 이용하여 강 슬라브를 제조한다. 연속주조공정에서 경압하는 상술한 바와 같이 슬라브 중심부 편석을 제거하는데 매우 효과적인 방식으로서, 본 발명과 같이 제조된 강판의 방향별 균일한 재질을 확보하기 위하여 마르텐사이트상 내 Mn 밴드의 면적율을 5% 이하로 제어하기 위해서는 반드시 필요한 공정이다.
본 발명에서 상기 경압하 시점은 연주에서 고상율 fs가 0.5~0.8, 즉 두께로 하면 50~80% 정도가 고체상태로 될 때 작업함이 바람직하다. 만일 경압하 시점이 너무 빠르면 편석 물질이 분산되지 못하고 응고 말기로 몰려서 중심 편석이 오히려 심해질 수 있다. 반면에 너무 늦으면 응고가 완료한 이후에 압하를 하는 것이 되므로 편석 물질은 주편 중심부에 그대로 남게 된다.
본 발명에서는 경압하 범위를 3~6mm로 관리함이 바람직하다. 즉, 250mm 슬라브 두께에 3~6mm이니 그 압하율은 1.2~2.4% 범위에 들 수 있다. 본 발명에서 상기 경압하량이 3mm 미만으로 너무 작으면 경압하 효과가 나타나지 않고 중심편석 감소가 제대로 되지 않을 수 있으며, 6mm를 초과하면 설비 문제가 발생할 수 있다.
이러한 연속주조공정을 통하여 제조된 강 슬라브는 이어, 통상의 조건으로 재가열된다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3 + 50℃의 범위에서 마무리 열간압연한다. 만일 마무리 열간압연온도가 Ar3 미만이면, 열간 변형저항이 급격히 증가할 가능성이 높으며, 아울러, 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화될 수 있다. 그러나 Ar3+50℃를 초과하게 되면, 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높을 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연을 종료한 후, 600~750℃ 온도범위에서 권취한다. 상기 권취온도가 600℃ 미만이면, 마르텐사이트 또는 베이나이트가 과도하게 생성되어 열연강판의 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연 시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하게 되면 Si, Mn 및 B등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의한 표면 농화가 심해질 수 있으므로, 상기 권취온도는 600~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이어, 상기 권취된 열연판은 후속하여 통상의 조건으로 산세 처리될 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 권취된 강판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한다. 만일 냉간 압하율이 40%미만이면, 재결정 구동력이 약화 되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정이 매우 어렵다. 그러나 압하율이 70%를 초과하면, 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 되기 때문이다.
이어, 본 발명에서는 상기 냉간압연된 강판을 연속소둔하는데, 이때, 연속소둔온도를 Ac1+30 ~ Ac3-30℃의 온도범위로 함이 바람직하다. 연속소둔 시 온도가 Ac1+30℃미만이면, 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 본 발명에서 목표로 하는 마르텐사이트의 분율을 확보가기 어려우며, 아울러, 낮은 소둔온도로 인해 재결정 페라이트 분율이 낮아 강판의 방향별 재질 이방성이 커지게 된다. 이는 본 발명에서 요구하는 강판의 방향별 강도차이 50Mpa이하를 만족하지 못하는 조건이 된다. 한편, 소둔온도가 Ac3-30℃를 초과하면, 과다한 오스테나이트의 형성으로 인해 베이나이트량이 급격이 증가하게 되어 본 발명에서 제시하는 베이나이트 분율 10%이하의 범위를 만족하지 못하게 된다. 이러한 베이나이트 분율의 증가는 항복강도의 과도한 증가 및 연성의 열화가 초래할 수 있다.
후속하여, 본 발명에서는 상기 연속소둔공정에서 균열소둔된 강판을 650~700℃의 온도범위까지 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각은 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것으로, 상기 1차 냉각 종료온도가 650℃ 미만 또는 700℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 연성 및 강도를 확보하기 어려우므로, 상기 1차 냉각 종료온도를 650~700℃로 제한하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 이때의 냉각속도를 1~10℃/s 범위로 함이 바람직하다.
이어, 본 발명에서는 상기 1차 냉각된 강판을 Ms-50℃이하의 온도범위까지 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각공정은 Ms-50℃이하의 온도까지 냉각한다. 이는 급냉에 의해 마르텐사이트상을 확보한 후 낮은 온도에서 유지시킴으로써 가능한 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)의 생성을 억제하고자 하기 위함이다. 템퍼드 마르텐사이트는 Ms이하로 급냉 후 일정온도에서 유지할 경우 마르텐사이트내에 탄화물이 석출하여 항복강도를 증가시키는 역할을 한다. 본 발명의 경우와 같이 저항복비를 확보하기 위해서는 템퍼드 마르텐사이트를 가능한 억제하는 것이 유리하다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 Ms-50℃이하의 온도범위로 2차 냉각한다. 그리고 이때의 냉각속도를 5~30℃/s 범위로 유지함이 바람직하다.
본 발명에서는 필요에 따라 상기 2차 냉각된 강판에 스킨패스 압연을 실시할 수 있으며, 이때 압하율을 0.2~1.0%로 함이 바람직하다. 통상 변태조직강을 스킨패스 압연하는 경우, 인장 강도의 증가는 거의 없이 적어도 50MPa이상의 항복강도 상승이 일어날 수 있다. 그러나 연신율이 0.2% 미만이면, 본 발명과 같은 초고강도강의 제조에서는 형상의 제어가 매우 어려우며, 1.0% 이상으로 작업하게 되면 과도한 항복강도의 증가로 본 발명에서 제시하는 항복비의 목표인 0.75를 초과하게 되며, 또한 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해질 수 있다.
한편 본 발명의 용융도금강판의 제조를 위해서는 상술한 냉연강판의 제조조건과 같이 열연, 냉연, 연속소둔 및 1차 냉각하는 공정을 거친다. 이후, 2차 냉각공정에서 3~30℃/s의 평균 냉각 속도로 600℃이하의 온도범위까지 2차 냉각한다.
이때, 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이면, 냉각 중 페라이트 변태가 진행함으로써 마르텐사이트상의 비율이 감소하여 강도 저하를 초래함과 동시에, 불균일하게 생성하는 페라이트상에 의해 재질의 균일성이 손상될 수 있다. 한편 평균 냉각 속도가 30℃/s를 초과하면, 페라이트 변태 억제의 효과가 포화하는 동시에, 마르텐사이트상의 비율이 과잉이 되어 연신특성 및 구멍확장성의 저하를 유발할 수 있다.
또한 냉각종료 온도가 600℃를 초과하면, 페라이트상이나 펄라이트상의 생성에 의해 마르텐사이트상의 비율이 현저하게 저하하게 되고, 이에 의해 조직 전체에 차지하는 마르텐사이트 면적률이 20% 미만이 되기 때문에, 780 MPa 이상의 TS를 얻을 수 없을 뿐만 아니라 불균일하게 생성하는 페라이트상이나 펄라이트상에 의해 재질의 균일성이 손상될 수 있다.
그리고 필요에 따라 상기 2차 냉각된 강판을 0.2~1.0%의 압하율로 스킨패스 압연할 수도 있다.
후속하여, 본 발명에서는 통상의 조건으로 상기 2차 냉각된 강판을 소둔처리한 후, 용융아연도금처리를 함으로써 용융아연도금강판을 제조할 수 있다. 용융아연 도금 처리는 소둔후 통상의 조건에서 수행한다.
나아가, 본 발명에서는 상기와 같이 용융아연도금처리된 강판을 합금화처리함으로써 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있다. 이러한 용융아연도금의 합금화처리는 450~600℃의 온도범위에서 도금층 중의 Fe농도는 8~12%가 되어, 도금 밀착성이나 도장 후의 내식성이 향상될 수 있다. 한편 상기 합금화온도가 450℃미만이면, 합금화가 충분히 진행하지 않을 뿐만 아니라 희생 방식 작용의 저하나 도금밀착성의 저하를 유발할 수 있다. 그리고 만약 600℃을 초과하면, 합금화가 너무 진행해서 파우더링성이 저하하거나 펄라이트상이나 베이나이트이상 등이 다량으로 생성해 강도의 부족이나 구멍확장성의 저하를 초래할 수 있다.
본 발명에서는 그 외의 제조 방법의 조건은, 특히 한정하지 않지만, 생산성의 관점으로부터, 상기의 소둔, 용융아연 도금, 합금화처리 등의 일련의 처리는, 연속 용융 아연 도금 라인에서 실시하는 것이 바람직하다. 또한 용융아연 도금에는, Al량을 0.10~0.20%포함하는 아연 도금욕을 이용하는 것이 바람직하다.
상술한 제조공정을 통하여 제조되는 본 발명의 냉연강판, 용융아연도금강판이나 합금화 용융아연도금강판 또한, 그 미세조직이 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 잔류 오스테나이트 3% 이하, 및 잔부 마르텐사이트를 포함하여 이루어지고, 상기 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적분율이 5% 이하일 수 있다.
또한 상기 용융아연도금강판이나 합금화 용융아연도금강판은 TS(tr.)-TS(lo.)와 YS(tr.)-YS(lo.)[여기서 tr은 압연직각방향, lo는 압연방향을 의미한다]가 각각 50Mpa 이내일 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 마련한 후(경압하를 적용한 경우, 연주의 고상율이 60%의 시점에 경압하를 실시하였으며, 이때 압하량은 5mm, 즉 2%의 압하량으로 작업하였다), 가열로에서 재가열온도 1200℃에서 1시간 가열하였으며, 이어 재가열된 강 슬라브에 열간압연을 실시하여 열연판을 제조한 후 권취하였다. 이때, 열간압연은 Ar3 직상인 880~900℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 680℃로 설정하였다. 그리고 열간압연된 강판에 산세를 실시한 후, 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다.
상기 냉간압연된 강판은 표 2와 같은 조건으로 연속소둔되었으며, 이후 연속소둔된 강판은 650℃의 온도까지 1차 냉각하고, 이어, 표 2와 같은 조건으로 2차 냉각시켜 최종 냉연강판을 제조하였다.
한편 용융아연도금강판 제조를 위하여, 상기 냉간압연된 강판을 표 4와 같은 조건으로 연속소둔한 후, 연속소둔된 강판을 650℃의 온도까지 1차 냉각하고, 이어, 600℃이하의 온도범위로 2차 냉각하였다. 이후, 상기 냉각된 강판들을 소정의 온도로 유지되고 있는 아연 도금포트에 침지하여 그 표면에 용융아연도금층을 갖는 용융아연도금강판을 제조하였다. 그리고 후속하여 상기 용융아연도금강판 중 일부는 500℃의 온도범위서 합금화 열처리를 행하여 합금화 용융아연도금강판을 제조하였다. 그리고 소둔작업된 강재에 대해서는 최종적으로 스킨패스 압연율은 0.7%로 고정하였다.
하기 표 1에서 18 및 24번 강재는 용융아연도금강판의 제조에만 사용되었으며, 26-34번 강재는 냉연강판의 제조에만 사용되었다. 나머지 강재들은 냉연강판과 용융아연도금강판의 제조에 동시에 사용되었다. 그리고 하기 표 2-3은 냉연강판에 대한 것이다. 또한 하기 표 4-5에서 번호 1-3 및 16-19는 용융아연도금강판(GI)에 대한 것이며, 나머지 강재들은 합금화 용융아연도금강판(GA)에 관한 것이다.
또한 하기 표 2-3에는 상기와 같이 제조된 최종 냉연강판의 기계적 특성 및 변태상들의 분율을 나타나 있으며, 하기 표 4-5에는 상기와 같이 제조된 용융도금강판의 기계적 특성 및 변태상들의 분율 등을 나타내었다.
그리고 연속소둔 냉연강판으로부터 JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질을 측정하였다. 또한 하기 표 2와 표 4에서 굽힘가공성은 시편을 V bending으로 가공후 bending부 내측의 R(radius)를 0~5까지 변화시켜 표면의 크랙발생 여부를 관찰하고, 크랙이 발생하지 않는 최종 radius를 해당 강재의 굽힘가공성 R값으로 표현하였으며, 이를 두께로 나누어 나타내었다. 아울러, 구멍확장성(HER, Hole Expansion Ratio)의 평가는 일본 JSF T1001-1996의 규격을 적용하여 평가하였다. 그리고 하기 표 3 및 표 5에서 나타낸 변태상의 상분율 SEM 전자현미경으로 측정후 Image analyzer설비를 이용하여 측정하였다.
강
No.		 강 조성성분(중량%) 경압하
C Si Mn P S S.Al Cr Mo Ti Nb N B Sb S*
1-1 0.07
 0.4
 2.3
 0.01
 0.003 0.04
 0.25
 0.01
 0.02
 0.03
 0.0048 0.0005 0.03
 0.148 미적용
1 적용
2-1 0.08
 0.4
 2.5
 0.009 0.002 0.05
 0.5
 0.02
 0.021 0.02
 0.005 0.0005 0.02
 0.138 미적용
2 적용
3 0.09 0.5 2.5 0.01 0.00
5		 0.035 0.65 0 0.022 0.045 0.003 0 0.03 0.167 적용
4-1 0.12
 0.6
 2.4
 0.009 0.004 0.06
 0.7
 0
 0.04
 0
 0.004 0.0025 0
 0.200 미적용
4 적용
5 0.15 1 2.3 0.01 0.00
3		 0.07 0.3 0.04 0.03 0.02 0.0056 0.0025 0.02 0.303 적용
6 0.11 0.8 2.2 0.01 0.00
3		 0.05 0.2 0 0.02 0.03 0.005 0.0025 0.03 0.267 적용
7 0.1 0.7 2.2 0.01 0.00
3		 0.04 0.6 0.03 0.025 0.02 0.0047 0.0025 0.02 0.241 적용
8 0.07
5		 0.5 2.8 0.011 0.005 0.055 0.5 0.01 0.035 0 0.001 0.0025 0.04 0.152 적용
9-1 0.085 0.6
 2.9
 0.011 0.004 0.045 0.6
 0.02
 0.045 0
 0.006 0.0025 0.03
 0.171 미적용
9 적용
10 0.14 0.29 2.5 0.013 0.0015 0.042 0.38 0.062 0 0.006 0.0052 0.0003 0 0.104 적용
11-1 0.09
 0.9
 2.3
 0.012 0.005 0.06
 0.3
 0
 0.035 0.045 0.0045 0.0025 0.03
 0.281 미적용
11 적용
12 0.09 0.5 2.3 0.01 0.00
3		 0.05 0.3 0.01 0 0.045 0.0041 0 0.04 0.179 적용
13 0.1 0.6 2.4 0.01
1		 0.004 0.05 0.25 0 0 0.035 0.0035 0.0005 0.02 0.200 적용
14 0.10
5		 0.5 2.5 0.01 0.005 0.04 0.3 0.01 0.01 0.04 0.0055 0.0005 0.05 0.167 적용
15 0.09 0.5 2.2 0.012 0.003 0.035 0.4 0 0 0.05 0.0065 0 0.03 0.185 적용
16 0.09 0.8 2.3 0.00
9		 0.005 0.035 0.3 0.02 0.01 0.04 0.002 0.0025 0 0.258 적용
17 0.1 0.1 2.5 0.01 0.00
6		 0.04 0.65 0.06 0.01 0.04 0.005 0.0025 0.02 0.038 적용
18 0.13 2.5 2.3 0.01
1		 0.005 0.03 0.55 0.09 0.02 0.05 0.006 0.0025 0.03 0.521 적용
19 0.19 0.5 2.9 0.01
1		 0.006 0.05 0.45 0.06 0.025 0.055 0.0065 0.0025 0.05 0.147 적용
20 0.07 0.5 2.5 0.00
8		 0.002 0.04 0.85 0.25 0.02 0.04 0.004 0.0025 0.04 0.167 적용
21 0.04 0.4 2.7 0.01
1		 0.003 0.06 0.65 0.08 0.04 0.03 0.005 0.0025 0.03 0.129 적용
22 0.09 0.5 2.4 0.01
5		 0.007 0.05 0.3 0 0 0.02 0.005 0.001 0.01 0.172 적용
23 0.1 0.6 2.3 0.01
1		 0.006 0.06 0.25 0 0.03 0 0.005 0.0025 0.01 0.207 적용
24 0.105 2.3 2.2 0.00
9		 0.005 0.04 0.4 0.01 0.01 0.01 0.003 0.001 0 0.511 적용
25 0.09 0.5 2.3 0.01
1		 0.004 0.04 0.5 0 0 0.02 0.005 0.002 0.01 0.179 미적용
26 0.07 0.5 2.3 0.01 0.00
3		 0.04 0 0 0 0 0.0038 0 0 0.179 적용
27 0.08 0.7 2.5 0.012 0.002 0.05 0.4 0 0 0 0.005 0 0 0.219 적용
28 0.15 1.1 2.4 0.01 0.00
3		 0.07 0 0.05 0 0 0.0035 0 0 0.314 적용
29 0.1 0.7 2.3 0.01 0.00
3		 0.04 0.6 0.04 0 0 0.0047 0 0 0.233 적용
30 0.11 0.9 2.2 0.01 0.00
3		 0.05 0 0 0.03 0 0.005 0 0 0.290 적용
31 0.1 0.7 2.4 0.01
1		 0.004 0.05 0 0 0 0.04 0.004 0 0 0.226 적용
32 0.13 0.8 2.3 0.01 0.00
3		 0.07 0 0 0.03 0.02 0.005 0 0 0.258 적용
33 0.07
5		 0.8 2.6 0.01
1		 0.005 0.055 0 0 0 0 0.001 0.0025 0 0.235 적용
34-1 0.09
 1
 2.8
 0.011 0.004 0.045 0
 0
 0
 0
 0.006 0.0025 0.03
 0.263 미적용
34 적용
*표 1에서 S*는 Si/(Si+Mn)
강 No. SS
(℃)		 RCS
(℃)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El(%) YR ΔYS ΔTS R/t HER
(%)		 비고
1-1 800
 250
 690.3 989.7 12.8 0.70 86.8 55.2 0.2 20 비교예1-1
1 634.6 983.4 14.4 0.65 27.2 21.2 0.1 35 발명예1
2-1 810
 270
 581.2 980.6 12.7 0.59 92.3 65.3 0.3 20 비교예2-1
2 686.8 1005.1 13.6 0.68 28.2 13.5 0.1 40 발명예2
3 800 250 621.1 1060.2 13.6 0.59 23.2 20.3 0 40 발명예3
4-1 810
 250
 661.6 1039.9 12.6 0.64 107.4 63.5 0.4 25 비교예4-1
4 663.4 1029.6 14.1 0.64 34.3 25.3 0.1 40 발명예4
5 790 270 630.9 1022.6 13.4 0.62 11.8 10.3 0 45 발명예5
6 800 250 601.8 1016.6 14.1 0.59 24.8 15.6 0 35 발명예6
7 800 250 624.6 1026.2 14.5 0.61 16.3 14.3 0.1 40 발명예7
8 810 250 557.7 995.5 13.1 0.56 27.1 20.6 0 40 발명예8
9-1 800
 300
 611.2 988.3 13.1 0.62 77.9 51.2 0.1 20 비교예9-1
9 628.4 1014.5 16.4 0.62 23.8 15.3 0.4 35 발명예9
10 800 300 689.1 1082.7 14.0 0.64 20.1 9.9 0.4 35 발명예10
11-1 810
 250
 457.7 799.6 19.9 0.57 64 52.1 0.2 25 비교예11-1
11 423.3 825.0 21.8 0.51 27.3 20.2 0.3 40 발명예11
12 800 250 462.0 793.0 18.0 0.58 25.4 15.5 0 45 발명예12
13 800 250 493.3 798.9 21.3 0.62 26.8 10.1 0 50 발명예13
14 800 250 474.4 781.7 19.2 0.61 16.8 9.6 0.2 50 발명예14
15 800 250 494.9 814.7 18.3 0.61 34.1 22.5 0.1 45 발명예15
16 800 250 434.9 822.2 18.6 0.53 33.9 10.2 0.1 40 발명예16
17 800 250 752.0 1074.4 11.2 0.70 76.3 65.6 0.1 20 비교예17
19 800 250 852.1 1285.1 10.1 0.66 56.5 50.6 0.7 15 비교예19
20 800 250 853.6 1089.5 11.3 0.78 42.0 33.5 1.2 25 비교예20
21 800 250 554.3 912.7 15.2 0.61 62.5 55.2 0.4 35 비교예21
22 750 250 425.6 812.3 10.6 0.52 102.3 96.3 1.5 15 비교예22
23 890 250 672.3 853.6 11.1 0.79 96.3 58.2 2 20 비교예23
25 800 250 475.6 799.6 18.1 0.59 65.8 55.9 0.8 25 비교예25
26 800 250 514.6 783.4 23.4 0.66 26.3 19.2 0.2 55 발명예26
27 810 270 486.8 837.9 21.6 0.58 20.2 11.5 0.1 60 발명예27
28 790 270 530.9 822.6 22.4 0.65 11.8 12.3 0.1 65 발명예28
29 800 250 564.6 926.2 19.5 0.61 15.3 14.3 0.2 50 발명예29
30 800 250 501.8 816.6 19.1 0.61 22.8 15.9 0.1 55 발명예30
31 800 250 513.3 798.9 20.3 0.64 22.8 12.1 0 50 발명예31
32 790 270 631.9 982.6 15.4 0.64 15.8 17.3 0 45 발명예32
33 810 250 497.7 785.5 19.1 0.63 27.1 19.6 0.1 45 발명예33
34-1 800
 300
 531.2 798.3 17.1 0.67 78.9 53.2 0.2 35 비교예34-1
34 518.4 814.5 19.4 0.64 21.8 15.9 0.2 55 발명예34
*표 2에서 SS는 연속소둔온도, RCS는 2차 냉각종료온도, 그리고 ΔYS와 ΔTS는 각각 압연직각방향과 압연방향의 항복강도와 인장강도 차이를 말한다.
강 No. 페라이트
분율(%)		 마르텐사이트 분율(%) 베이나이트
분율(%)		 잔류 오스테나이트 분율(%) Mn 밴드
분율(%)		 비고
1-1 55 40 5
 0
 10 비교예1-1
1 2 발명예1
2-1 60
 37
 2
 1
 8 비교예2-1
2 0 발명예2
3 55 40 5 0 2 발명예3
4-1 53
 45
 2
 0
 12 비교예4-1
4 3 발명예4
5 45 50 3 2 0 발명예5
6 50 45 4 1 1 발명예6
7 52 44 2 2 0 발명예7
8 55 40 5 0 2 발명예8
9-1 45
 45
 8
 2
 10 비교예9-1
9 3 발명예9
10 53 45 2 0 2 발명예10
11-1 60
 35
 5
 0
 8 비교예11-1
11 1 발명예11
12 65 35 0 0 1 발명예12
13 67 30 3 0 2 발명예13
14 65 30 3 2 0 발명예14
15 60 40 0 0 0 발명예15
16 55 40 3 2 1 발명예16
17 40 40 20 0 15 비교예17
19 30 55 15 0 10 비교예19
20 25 60 15 0 15 비교예20
21 60 35 5 0 7 비교예21
22 30 40 30 0 5 비교예22
23 20 30 50 0 10 비교예23
25 55 40 5 0 10 비교예25
26 65 30 5 0 2 발명예26
27 67 31 2 0 1 발명예27
28 65 30 2 3 0 발명예28
29 58 39 1 2 2 발명예29
30 60 35 4 1 1 발명예30
31 67 28 5 0 1 발명예31
32 40 52 5 3 1 발명예32
33 65 31 4 0 3 발명예33
34-1 65
 32
 3
 0
 11 비교예34-1
34 2 발명예34
강 No SS YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El(%) YR ΔYS ΔTS R/t HER(%) 비고
1-1 800
 710.3 1009.7 12.5 0.70 86.8 55.2 0.2 20 비교예1-1
1 654.6 995.4 15.4 0.66 27.2 21.2 0.1 35 발명예1
2-1 800
 693.1 1000.6 13.7 0.69 92.3 65.3 0.3 20 비교예2-1
2 656.8 1005.1 14.6 0.65 28.2 13.5 0.1 40 발명예2
3 800 651.1 1052.2 14.6 0.62 23.2 20.3 0 40 발명예3
4-1 810
 691.6 1079.9 10.9 0.64 107.4 63.5 0.4 25 비교예4-1
4 653.4 1029.6 13.1 0.63 34.3 25.3 0.1 40 발명예4
5 790 641.9 1030.6 12.4 0.62 11.8 10.3 0 45 발명예5
6 800 621.8 1023.6 12.1 0.61 24.8 15.6 0 35 발명예6
7 800 654.6 1046.2 15.1 0.63 16.3 14.3 0.1 40 발명예7
8 810 597.7 985.5 14.2 0.61 27.1 20.6 0 40 발명예8
9-1 800
 681.2 1008.3 14.0 0.68 77.9 51.2 0.1 20 비교예9-1
9 638.4 1024.5 16.4 0.62 23.8 15.3 0.4 35 발명예9
10 800 699.1 1052.7 16.1 0.66 20.1 9.9 0.4 35 발명예10
11-1 810
 487.7 809.6 20.9 0.60 64 52.1 0.2 25 비교예11-1
11 473.3 835.0 20.8 0.57 27.3 20.2 0.3 40 발명예11
12 800 502.0 803.0 19.2 0.63 25.4 15.5 0 45 발명예12
13 800 503.3 808.9 20.4 0.62 26.8 10.1 0 50 발명예13
14 800 494.4 791.7 21.5 0.62 16.8 9.6 0.2 50 발명예14
15 800 504.9 821.7 19.3 0.61 34.1 22.5 0.1 45 발명예15
16 800 454.9 812.2 19.6 0.56 33.9 10.2 0.1 40 발명예16
17 800 792.0 1074.4 10.2 0.74 76.3 65.6 0.1 20 비교예17
18 800 604.4 1087.1 15.1 0.56 35.1 22.1 0.5 20 비교예18
19 800 892.1 1255.1 9.1 0.71 56.5 50.6 0.7 15 비교예19
20 800 843.6 1109.5 11.3 0.76 15.4 12.5 1.5 20 비교예20
21 800 574.3 922.7 15.2 0.62 51.2 34.1 0.6 35 비교예21
22 750 485.6 802.3 11.6 0.61 96.5 52.1 1.5 15 비교예22
23 890 702.3 843.6 10.1 0.83 65.1 42.1 2 20 비교예23
24 800 412.5 793.5 22.3 0.52 29.5 15.5 2.5 25 비교예24
25 800 465.6 809.6 17.1 0.58 55.6 50.1 0.8 25 비교예25
*표 4에서 SS는 연속소둔온도, 그리고 ΔYS와 ΔTS는 각각 압연직각방향과 압연방향의 항복강도와 인장강도 차이를 말한다.
강 No 페라이트
분율(%)		 마르텐사이트 분율(%) 베이나이트 분율(%) 잔류 오스테나이트 분율(%) Mn 밴드
분율(%)		 미도금
발생여부		 비고
1-1 55
 45
 0
 0
 9 X 비교예1-1
1 3 X 발명예1
2-1 60
 35
 3
 2
 10 X 비교예2-1
2 2 X 발명예2
3 55 43 2 2 2 X 발명예3
4-1 55
 40
 5
 0
 10 X 비교예4-1
4 2 X 발명예4
5 45 53 2 0 1 X 발명예5
6 48 45 5 2 1 X 발명예6
7 55 44 1 0 1 X 발명예7
8 50 45 5 0 2 X 발명예8
9-1 48
 45
 5
 2
 12 X 비교예9-1
9 2 X 발명예9
10 53 43 4 0 0 X 발명예10
11-1 60
 40
 0
 0
 8 X 비교예11-1
11 1 X 발명예11
12 60 35 3 2 1 X 발명예12
13 65 35 0 0 2 X 발명예13
14 60 35 5 0 0 X 발명예14
15 60 40 0 0 0 X 발명예15
16 65 35 0 0 1 X 발명예16
17 45 40 15 0 12 X 비교예17
18 65 35 0 0 0 O 비교예18
19 30 55 15 0 12 X 비교예19
20 25 65 10 0 15 X 비교예20
21 65 35 0 0 6 X 비교예21
22 35 40 25 0 5 X 비교예22
23 20 30 50 0 10 X 비교예23
24 65 35 0 0 0 O 비교예24
25 55 40 5 0 12 X 비교예25
표 1-5에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위를 만족하고 본 발명의 제조공정을 이용하여 제조된 냉연강판[발명예 1~16, 26-34] 내지 용융아연도금강판[발명예 1-16]의 경우, 표 2 및 표 4에 나타난 재질 특성에 나타난 바와 같이, 항복비 0.75이하, 연신율 13%이상(980DP강), 18%이상(780DP강)을 만족함을 알 수 있다. 또한 압연직각방향과 압연방향의 강도차이가 항복강도의 경우 35MPa이하, 인장강도의 차이는 25MPa이하로서 본 발명에서 제시하는 50Mpa이하의 조건을 만족하였다. 아울러, 굽힘가공성 및 구멍확장성의 결과에서도 본 발명에서 요구하는 굽힘가공성 (R/t) 0.5이하, 구멍확장성 30%이상의 조건을 완벽히 만족하였다. 이러한 재질특성은 본 발명에서 제시하는 변태상의 분율제어와 더불어 마르텐사이트내의 Mn 밴드 면적분율과 밀접한 관계를 가진다. 즉 본 발명의 성분범위와 제조방법을 만족하는 냉연강판의 발명예(1~16 및 26-34)와 용융아연도금강판의 발명예(1-16)의 경우, 상기 표 3 및 표 5에 각각 나타난 바와 같이, Mn 밴드의 분율이 냉연강판, 용융도금강판 모두에서 전체 마르텐사이트 분율에 대하여 3%이하로서 본 발명에서 제시하는 5%이하를 만족하고 있음을 알 수 있다.
그러나 강 조성성분은 본 발명의 범위를 만족하더라도, 제조공정에서 연속주조시 경압하를 적용하지 않은 강재인 비교예 1-1, 2-1, 4-1, 9-1, 11-1 및 34-1 강재들은 모두 Mn 밴드 분율이 5%를 초과하였다.
도 4 및 도 5는 980Mpa급 강재와 780Mpa급 강재의 연속주조시 경압하 적용 유무에 따른 소둔판의 미세조직일 나타낸 것이다. 도 4-5에 나타난 바와 같이, 경압하를 적용하지 않은 경우는 압연방향으로 Mn 밴드가 선명하게 존재하고 있음을 보여주고 있는데, 이러한 Mn 밴드는 압연직각방향과 압연방향의 재질차이를 초래한다.
한편, 비교예 17은 Si함량이 본 발명 범위 보다 낮은 경우로서, 페라이트 형성원소인 Si함량의 저하로 인해 연신율이 다소 낮았으며, 아울러, 낮은 Si로 인해 Mn 밴드 분율이 증가하였다. 이로 인해 방향별 강도차이가 본 발명에서 제시하는 50Mpa이하를 벗어났다.
또한 비교예 18 및 24는 Si함량이 본 발명 범위 보다 과다하게 첨가된 경우로서, Si/(Si+Mn)의 비 기준도 본 발명 기준을 만족하지 못하였다. 다량의 Si첨가는 소둔판의 페라이트 분율을 증가시켜 연성을 증가시킨다. 그러나 과도한 Si의 첨가는 페라이트와 변태상의 상간 강도차이를 증가시켜 굽힘가공성 및 구멍확장성을 열화시키며, 용용도금강판의 미도금성을 유발하게 된다. 또한 그림 3에서 나타낸 바와 같이 Si/(Si+Mn)의 비가 0.5를 초과하게 되므로 열연판의 내부산화를 심화시킨다.
그리고 비교예 19-20 및 24는 탄소, Mn 또는 Cr, Mo함량이 본 발명의 성분범위를 초과한 경우이다. 이러한 원소들은 강을 강화시키는 원소로서 소둔판의 변태상 분율을 증가시키는 역할을 한다. 과도한 합금원소의 첨가는 연속주조에서 경압하를 실시하더라도 Mn 밴드의 제거는 불가능하여 본 발명에서 제시하는 5%이하의 조건을 만족하지 못하였다.
아울러, 비교예 22-23에서는 강 조성성분은 본 발명의 범위를 만족하나 소둔온도가 과도하게 낮거나 높은 경우이다. 비교예 22와 같이 소둔온도가 매우 낮은 경우는 재결정이 충분하지 않아 연성이 열화하였으며, 방향별 재질차이도 컸다. 한편, 소둔온도가 890℃로 매우 높은 비교예 23의 경우, 소둔 시 과도한 오스테나이트 생성에 의한 탄소농도의 감소로 인하여 냉각시 베이나이트 분율이 증가하여 본 발명에서 제시하는 베이나이트 10%이하를 만족하지 못하였다. 그리고 이로 인해 항복강도와 항복비도 증가하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (23)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.2% 초과 1.5% 이하, Mn: 2.2~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하를 함유하며, 또한 Si/(Mn+Si) ≤ 0.5이고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
    강판의 미세조직이 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 잔류 오스테나이트 3% 이하, 및 잔부 마르텐사이트로 이루어지고; 그리고
    상기 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적분율이 5% 이하인 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 TS(tr.)-TS(lo.)와 YS(tr.)-YS(lo.)[여기서 tr은 압연직각방향, lo는 압연방향을 의미한다]가 각각 50Mpa 이하인 것을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 Ti 및 Nb를 각각 0.05%이하의 범위로 1종 이상 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 Cr : 0.1~0.7%, Mo: 0.1%이하 중 1종 이상을 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 B을0.0060% 이하로 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 Sb를 0.5% 이하를 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판.
  7. 제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉연강판의 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판.
  8. 제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉연강판의 표면에 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판.
  9. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.2% 초과 1.5% 이하, Mn: 2.2~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하를 함유하며, 또한 Si/(Mn+Si)≤ 0.5이고, 잔부 Fe 및 불순물을 포함하여 조성된 용강을 이용하여 강재를 연속주조시 경압하를 이용하여 강 슬라브를 제조한 후, 재가열하는 공정;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3 + 50℃의 범위에서 마무리 열간압연하고, 600~750℃ 온도범위에서 권취하는 공정;
    상기 권취된 강판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, Ac1+30 ~ Ac3-30℃의 온도범위에서 연속소둔하는 공정; 및
    상기 연속소둔된 강판을 650~700℃의 온도범위까지 1차 냉각하고, 이어, Ms-50℃이하의 온도범위까지 2차 냉각하는 공정;을 포함하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은, 그 미세조직이 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 잔류 오스테나이트 3% 이하, 및 잔부 마르텐사이트를 포함하여 이루어지고, 상기 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은 TS(tr.)-TS(lo.)와 YS(tr.)-YS(lo.)[여기서 tr은 압연직각방향, lo는 압연방향을 의미한다]가 각각 50Mpa 이하인 것을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은 Ti 및 Nb를 각각 0.05%이하의 범위로 1종 이상 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법.
  13. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은 Cr : 0.1~0.7%, Mo: 0.1%이하 중 1종 이상을 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법.
  14. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은 B을0.0060% 이하로 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법.
  15. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은 Sb를 0.5% 이하를 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판의 제조방법.
  16. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.2% 초과 1.5% 이하, Mn: 2.2~3.0%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하를 함유하며, 또한 Si/(Mn+Si)≤ 0.5이고, 잔부 Fe 및 불순물을 포함하여 조성된 용강을 이용하여 강재를 연속주조시 경압하를 이용하여 강 슬라브를 제조한 후, 재가열하는 공정;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3 + 50℃의 범위에서 마무리 열간압연하고, 600~750℃ 온도범위에서 권취하는 공정;
    상기 권취된 강판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, Ac1+30 ~ Ac3-30℃의 온도범위에서 연속소둔하는 공정;
    상기 연속소둔된 강판을 650~700℃의 온도범위까지 1차 냉각하고, 이어, 600℃이하의 온도범위까지 3~30℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 공정; 및
    상기 냉각된 강판을 통상의 조건으로 소둔한 후 용융아연 도금처리를 하는 공정;을 포함하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  17. 제 16항에 있어서, 상기 용융도금강판은, 그 미세조직이 페라이트 40%이상, 베이나이트 10%이하, 잔류 오스테나이트 3% 이하, 및 잔부 마르텐사이트를 포함하여 이루어지고, 상기 마르텐사이트상 내에 존재하는 Mn 밴드의 면적분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 용융도금강판의 제조방법.
  18. 제 16항에 있어서, 상기 용융도금강판은 TS(tr.)-TS(lo.)와 YS(tr.)-YS(lo.)[여기서 tr은 압연직각방향, lo는 압연방향을 의미한다]가 각각 50Mpa 이하인 것을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 용융도금강판의 제조방법.
  19. 제 16항에 있어서, 상기 용융도금강판은 Ti 및 Nb를 각각 0.05%이하의 범위로 1종 이상 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 용융도금강판의 제조방법.
  20. 제 16항에 있어서, 상기 용융도금강판은 Cr : 0.1~0.7%, Mo: 0.1%이하 중 1종 이상을 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 용융도금강판의 제조방법.
  21. 제 16항에 있어서, 상기 용융도금강판은 B을0.0060% 이하로 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 용융도금강판의 제조방법.
  22. 제 16항에 있어서, 상기 용융도금강판은 Sb를 0.5% 이하를 추가로 함유하고 있음을 특징으로 하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 용융도금강판의 제조방법.
  23. 제 16 내지 22항 중 어느 한 항 기재의 용융아연도금강판 제조공정 이후, 450~600℃의 온도범위에서 용융아연도금의 합금화처리를 실시하는 공정;을 추가로 포함하는 방향별 재질의 불균일이 작고 성형성이 우수한 저항복비형 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.

KR1020150064050A 2014-12-19 2015-05-07 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법 KR101561007B1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US15/537,743 US20180002771A1 (en) 2014-12-19 2015-05-08 High-strength cold rolled steel sheet with low material non-uniformity and excellent formability, hot dipped galvanized steel sheet, and manufacturing method therefor
CN201580069626.0A CN107109588B (zh) 2014-12-19 2015-05-08 材质不均匀性低且成型性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及制造方法
PCT/KR2015/004597 WO2016098964A1 (ko) 2014-12-19 2015-05-08 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
US17/339,619 US20210292862A1 (en) 2014-12-19 2021-06-04 High-strength cold rolled steel sheet with low material non-uniformity and excellent formability, hot dipped galvanized steel sheet, and manufacturing method therefor

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020140184935 2014-12-19
KR20140184935 2014-12-19

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR101561007B1 true KR101561007B1 (ko) 2015-10-16

Family

ID=54365810

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020150064050A KR101561007B1 (ko) 2014-12-19 2015-05-07 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법

Country Status (4)

Country Link
US (2) US20180002771A1 (ko)
KR (1) KR101561007B1 (ko)
CN (1) CN107109588B (ko)
WO (1) WO2016098964A1 (ko)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101736632B1 (ko) * 2015-12-23 2017-05-17 주식회사 포스코 항복강도 및 연성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2019124807A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 소부경화성 및 내식성이 우수한 강판 및 그 제조방법
WO2019124693A1 (ko) * 2017-12-22 2019-06-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190076258A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190107693A (ko) * 2017-02-13 2019-09-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연 강판과 그 제조 방법
KR20200075991A (ko) * 2018-12-18 2020-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN111492078A (zh) * 2017-12-19 2020-08-04 安赛乐米塔尔公司 经冷轧和热处理的钢板、其生产方法和这样的钢用于生产车辆部件的用途
CN111527224A (zh) * 2017-12-27 2020-08-11 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
KR102200227B1 (ko) * 2019-07-02 2021-01-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연 도금강판 및 그 제조방법

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101808431B1 (ko) * 2016-06-21 2017-12-13 현대제철 주식회사 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR102286270B1 (ko) * 2017-03-13 2021-08-04 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판과 그의 제조 방법
CN111902552B (zh) * 2018-03-30 2022-06-14 日本制铁株式会社 合金化热浸镀锌钢板
KR102109261B1 (ko) 2018-08-07 2020-05-11 주식회사 포스코 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판 및 그 제조방법
CN112703265A (zh) * 2018-10-04 2021-04-23 日本制铁株式会社 冷轧钢板
CN109355583A (zh) * 2018-11-09 2019-02-19 唐山钢铁集团有限责任公司 一种低各向异性低合金高强冷轧退火钢带及其生产方法
KR102245228B1 (ko) * 2019-09-20 2021-04-28 주식회사 포스코 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법
WO2022008949A1 (en) * 2020-07-06 2022-01-13 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2022018497A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018501A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CN115161541B (zh) * 2021-04-02 2023-08-11 宝山钢铁股份有限公司 780MPa级别高成形性热镀锌双相钢及快速热处理热镀锌制造方法
CN114107818B (zh) * 2021-11-19 2023-03-28 本钢板材股份有限公司 一种1000MPa级热镀锌双相钢及其生产方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2353492C (en) * 1999-10-22 2004-10-26 Kawasaki Steel Corporation Hot-dip galvanized high-strength steel sheet having superior workability and galvanizability and method for producing the same
KR101049844B1 (ko) * 2003-12-17 2011-07-15 주식회사 포스코 연주주편의 폭방향 중심편석 저감방법
KR100711468B1 (ko) * 2005-12-23 2007-04-24 주식회사 포스코 성형성과 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
EP1960562B1 (en) * 2005-12-09 2015-08-26 Posco High strenght cold rolled steel sheet having excellent formability and coating property, zinc-based metal plated steel sheet made of it and the method for manufacturing thereof
KR100711358B1 (ko) * 2005-12-09 2007-04-27 주식회사 포스코 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
CN102021482B (zh) * 2009-09-18 2013-06-19 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
AU2011221047B2 (en) * 2010-02-26 2014-02-20 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material, method for producing same, and base steel material for same
KR20110119285A (ko) * 2010-04-27 2011-11-02 주식회사 포스코 고강도 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
RU2518830C1 (ru) * 2010-06-30 2014-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления
US9512508B2 (en) * 2011-07-27 2016-12-06 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and precision punchability and manufacturing method thereof
JP5780171B2 (ja) * 2012-02-09 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
CN103060703B (zh) * 2013-01-22 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101736632B1 (ko) * 2015-12-23 2017-05-17 주식회사 포스코 항복강도 및 연성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20190107693A (ko) * 2017-02-13 2019-09-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연 강판과 그 제조 방법
KR102240781B1 (ko) 2017-02-13 2021-04-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 냉연 강판과 그 제조 방법
CN111492078B (zh) * 2017-12-19 2023-11-17 安赛乐米塔尔公司 经冷轧和热处理的钢板、其生产方法和这样的钢用于生产车辆部件的用途
US11549163B2 (en) 2017-12-19 2023-01-10 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
CN111492078A (zh) * 2017-12-19 2020-08-04 安赛乐米塔尔公司 经冷轧和热处理的钢板、其生产方法和这样的钢用于生产车辆部件的用途
US11519051B2 (en) 2017-12-22 2022-12-06 Posco Co., Ltd High-strength steel sheet having excellent processability and method for manufacturing same
WO2019124693A1 (ko) * 2017-12-22 2019-06-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
US11827950B2 (en) 2017-12-22 2023-11-28 Posco Co., Ltd Method of manufacturing high-strength steel sheet having excellent processability
KR102020412B1 (ko) 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190076307A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190076258A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
US11591676B2 (en) 2017-12-24 2023-02-28 Posco Co., Ltd Steel sheet with excellent bake hardening properties and corrosion resistance and method for manufacturing same
WO2019124807A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 소부경화성 및 내식성이 우수한 강판 및 그 제조방법
CN111527224B (zh) * 2017-12-27 2021-11-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111527224A (zh) * 2017-12-27 2020-08-11 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
KR102153197B1 (ko) 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR20200075991A (ko) * 2018-12-18 2020-06-29 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102200227B1 (ko) * 2019-07-02 2021-01-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연 도금강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016098964A8 (ko) 2017-04-27
CN107109588B (zh) 2019-03-01
US20210292862A1 (en) 2021-09-23
CN107109588A (zh) 2017-08-29
US20180002771A1 (en) 2018-01-04
WO2016098964A1 (ko) 2016-06-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101561007B1 (ko) 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
KR101676137B1 (ko) 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법
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
KR101638719B1 (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101467064B1 (ko) 1180ＭＰａ급 자동차용 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
EP2772556A1 (en) Method for producing high-strength steel sheet having superior workability
KR101091294B1 (ko) 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
WO2011122237A1 (ja) 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
KR101461740B1 (ko) 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR20190076307A (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190076258A (ko) 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101439613B1 (ko) 굽힘 가공성과 연신율이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
KR20200027387A (ko) 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR20090070502A (ko) 가공성이 우수한 고강도 고망간강 및 고망간 도금강판의제조방법
US20230092345A1 (en) Steel sheet with excellent bake hardening properties and corrosion resistance and method for manufacturing same
KR101778404B1 (ko) 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
KR20140014500A (ko) 굽힘 가공성이 우수한 1500ＭＰａ급 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
KR101406471B1 (ko) 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR20090070503A (ko) 딥드로잉성이 우수한 고강도 고망간강, 열연강판,냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
JP6843245B2 (ja) 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
KR101406634B1 (ko) 도금성 및 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
EP3305932B1 (en) High strength steel sheet and method for producing same
KR102164092B1 (ko) 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판
KR101428375B1 (ko) 표면품질이 우수한 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101406400B1 (ko) 용접성 및 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20191008

Year of fee payment: 5