KR101676137B1 - 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법 - Google Patents

굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조 방법이 제공된다.
본 발명은, 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.5%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하 및 Ti와 Nb를 각각 0.003~0.08% 범위에서 1종 이상 함유하며, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진 화학 조성을 가지며, 강 미세조직이 면적분율로 마르텐사이트 40%이하, 베이나이트 30~40% 및 페라이트 20~30%로 이루어지고; 베이나이트/마르텐사이트 경도비가 0.7 이상이며; 그리고 베이나이트/페라이트 경도비가 2 이하를 만족하도록 상기 페라이트 내에 그 크기가 10 nano 이하의 석출물이 1.5x106개/mm2 이상으로 형성되어 있는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.

Description

굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법{High strength cold rolled, hot dip galvanized steel sheet with excellent bendability and hole expansion property, and method for production thereof}
본 발명은 주로 자동차 구조부재용으로 사용되는 인장강도 980MPa급 이상인 초고강도 강판의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 페라이트와 베이나이트, 마르텐사이트의 분율의 적절한 제어와 더불어 변태상의 경도비, 크기 등을 제어함으로써 가공성 및 굽힘가공성이 우수한 냉연강판, 용융도금강판, 및 이들의 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 지구환경보전을 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. 이들 변태강화강을 첨단고강도강 (Advance High Strength Steel: AHSS)이라고도 한다. 상기 이상조직강(DP)강은 연질의 페라이트 내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균일하게 분산되어 고강도를 확보하는 강을 말한다. 상기 복합조직(CP)강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb 등의 석출경화원소를 포함하는 강이다. 변태유기소성(TRIP)강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공하면 마르텐사이트 변태를 일으키며 고강도 고연성을 확보하는 강종이다.
최근 자동차용 강판은 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 980MPa이상의 초고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 사용량이 증대하고 있다. 그러나 강판의 고강도화는 성형 가공성 및 용접성의 저하를 유발하기 때문에 이를 보완한 재료의 개발이 요망된다. 이와 같은 요구에 대하여 지금까지 이상조직강, TRIP 강, 또는 복합조직강등과 같은 변태조직강판이 개발되어 왔다. 예를 들면, 일본특허 특공평6-145892호에서는 화학성분 및 강판의 잔류 오스테나이트 량을 제어하여 성형성이 우수한 강판의 제조법을 제시하고 있으며, 일본 특허 제2660644호 및 특허 제2704350호는 화학성분 및 강판의 미세조직을 제어함으로써 프레스 성형성이 양호한 고강도 강판의 제조법을 제시하고 있다. 또한 일본 특허 제3317303호에서는 5%이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 가공성 특히 국부연신이 우수한 강판이 제안되어 있다. 하지만, 이러한 발명은 그 대부분이 연성의 향상을 도모하기 위해 개발된 것이고, 실제 부품 가공시 중요한 척도인 굽힘가공성이나 용접성 등에 대해서는 충분한 고려가 이루어지지 않았다.
강판의 요구특성 중, 특히 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 강판이 주로 사용되는 차체 구조용이나 보강재로서 가장 중요한 특성은 굽힘가공성과 구멍확장성이다. 이러한 고강도 강재가 사용되는 부위들은 주로 sill side, seat부품과 같이 Bending 또는 신장플랜지성에 의한 가공이 요구되고 있으므로, 아무리 연신율이 우수하더라도 굽힘가공성(bendability) 또는 신장플랜지성(stretch-flangeability)가 열화하면 부품으로 사용할 수 없다. 굽힘가공성은 단위두께에 대한 최소 굽힘반경의 비(R/t)를 의미하며, 여기서 최소 굽힘반경비(R)는 Bending 시험후 강판의 외권부에 크랙이 발생하지 않는 최소 반경을 의미한다. 굽힘가공성에 대한 요구는 자동차사별로 다소 차이가 있으나 가장 엄격한 수준을 요구하는 일본 도요타자동차를 기준으로 보면 인장강도 980MPa급 냉연강판기준으로 R/t≤1의 조건을 만족하도록 요구하고 있다.
신장플랜지성은 구멍확장성 시험을 통해 평가하며, 일본 JSF T1001-1996의 규격을 적용하고 있다. 구멍확장성에 대한 정확히 요구되는 기준은 없으나 980MPa급 이상의 고강도강에 있어서는 부품 가공시 플랜지 성형에 의한 크랙을 방지하기 위해서는 최소 20%이상의 값을 요구하고 있다.
이러한 구멍확장성과 굽힘가공성을 개선시키기 위한 방법으로는 강내에 존재하는 변태상의 구성 및 비율을 적절히 제어하여야 하며, 연질상과 경질상의 강도비가 낮을수록 굽힘가공성이 우수하다고 알려져 있다(도 1 참조). 이를 위해서는 마르텐사이트 대신에 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)를 생성시켜야 하지만, 이러한 변태상들은 항복강도가 급격히 증가하고 연신율을 현저히 저하시키는 문제점(도 2 참조)을 가지고 있으므로 변태상들의 구성비를 적절히 확보하는 것이 무엇보다 중요하다.
한편 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 강판을 실 공정에서 제조하는 경우, 항복강도 또한 매우 높기 때문에 중간소재인 열연판의 높은 강도로 인해 냉간압연성이 크게 저하하고, 또한 소둔 열처리시 급냉 열처리 조건을 적용해야하기 때문에 조업성이 크게 저하하는 문제점이 있다. 또한 이러한 소재들은 강 중에 존재하는 변태상들이 소둔온도에 매우 민감하게 변화하기 때문에 약간의 소둔온도 변화에 의해서도 변태상들의 종류 및 구성비가 달라진다. 이에 따라, 항복강도가 현저히 변하고 연신율이 저하되기 때문에 보다 넓은 소둔온도 범위에서 안정된 재질을 확보할 수 있는 신제품의 개발이 필요하지만 일본특허공보 제 3729108호, 일본특허공개 2010-90432 및 특개평 2005-105367 등의 공지 기술에서는 이에 대한 검토가 충분히 이루어지지 않았다.
따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 이한 것으로, 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 박강판을 제조함에 있어서, 페라이트와 베이나이트, 마르텐사이트의 분율을 적절하게 제어함과 아울러, 각 상간의 경도비 및 크기를 제어함으로써 연성과 굽힘가공성 및 구멍확장성이 우수한 저항복비형 고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공함을 그 목적으로 한다.
또한 본 발명은 상기 냉연강판 내지 용융아연도금강판의 제조방법을 제공함을 그 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: 0.06~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.5%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하 및 Ti와 Nb를 각각 0.003~0.08% 범위에서 1종 이상 함유하며, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진 화학 조성을 가지며, 강 미세조직이 면적분율로 마르텐사이트 40%이하, 베이나이트 30~40% 및 페라이트 20~30%로 이루어지고;
베이나이트/마르텐사이트 경도비가 0.7 이상이며; 그리고
베이나이트/페라이트 경도비가 2 이하를 만족하도록 상기 페라이트 내에 그 크기가 10 nano 이하의 석출물이 1.5x106개/mm2 이상으로 형성되어 있는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.
또한 본 발명에서는 상기 페라이트 결정립경이 10㎛이하, 마르텐사이트의 평균 size가 5㎛이하인 것이 바람직하다.
또한 (베이나이트+마르텐사이트)/페라이트 경도비가 4 이하인 것이 바람직하다.
또한 상기 냉연강판은 Cr: 0.5~1.0%와 Mo: 0.01~0.15% 중 1종 이상을 함유함이 바람직하다.
또한 B:0.0010~0.0060%를 추가로 함유함이 바람직하다.
아울러, Sb: 0.10%이하를 추가로 함유함이 바람직하다.
또한 본 발명은, 상기 냉연강판에 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 용융아연도금강판에 관한 것이다.
또한 본 발명은, 상기 냉연강판에 표면에 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판에 관한 것이다.
또한 본 발명은,
상기와 같이 합금조성된 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는 공정;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후, 600~750℃ 온도범위에서 권취하는 공정;
상기 권취된 열연판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, Ac1+30℃ ~ Ac3-30℃의 온도구간에서 연속소둔하는 공정; 및
상기 연속소둔된 강판을 650~700℃까지 1차 냉각하고, 이어, 400~500℃의 온도범위까지 2차 냉각을 한 후, 300~400℃의 온도구간까지 과시효처리시키는 공정;을 포함하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한 본 발명은,
상기와 같이 합금조성된 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는 공정;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후, 600~750℃ 온도범위에서 권취하는 공정;
상기 권취된 열연판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, Ac1+30℃ ~ Ac3-30℃의 온도구간에서 연속소둔하는 공정;
상기 연속소둔된 강판을 650~700℃까지 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 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
또한 본 발명은,
상기 용융아연 도금처리를 한 후에, 450~600℃의 온도역에서 용융아연도금의 합금화처리를 실시하는 공정;을 포함하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에서 상기 냉연강판, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판은, 그 강 미세조직이 면적분율로 마르텐사이트 40%이하, 베이나이트 30~40% 및 페라이트 20~30%로 이루어지고; 베이나이트/마르텐사이트 경도비가 0.7 이상이며; 그리고 베이나이트/페라이트 경도비가 2 이하를 만족하도록 상기 페라이트 내에 그 크기가 10 nano 이하의 석출물이 1.5x106개/mm2 이상으로 형성되어 있음이 바람직하다.
또한 본 발명에서는 상기 페라이트 결정립경이 10㎛이하, 마르텐사이트의 평균 size가 5㎛이하이며, 그리고 (베이나이트+마르텐사이트)/페라이트 경도비가 4 이하인 것이 바람직하다.
또한 상기 강판은 Cr: 0.5~1.0%와 Mo: 0.01~0.15% 중 1종 이상을 함유함이 바람직하다.
또한 B:0.0010~0.0060%를 추가로 함유함이 바람직하다.
아울러, Sb: 0.10%이하를 추기로 함유함이 바람직하다.
본 발명에서는 또한 2차 냉각된 강판에 0.2~1.0%의 압하율 범위에서 스킨패스 압연을 실시할 수도 있다.
상기와 같이 구성된 본 발명은, 연신율이 12%이상이면서 항복비가 0.7이하이며, 굽힘가공성(R/t)이 0.5이하임과 동시에 구멍확장성 30%이상인 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 인장강도 980Mpa급 이상의 냉연강판 및 용융도금용 고강도강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
도 1은 경도비와 HER과의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 연신율과 HER과의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따라 제조된 강판(강번호 1, 1-1)의 RCS 차이에 따른 미소경도 분포를 보이는 그래프이다.
도 4는 도 3의 강판의 RCS에 따른 미세조직분포를 보이는 사진이다.
도 5는 본 발명의 일실시예에 따라 제조된 강판(발명예1)의나노 석출물 분포 상태를 보이는 사진이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명자들은, 980㎫ 이상의 인장강도를 가지고, 또한 구멍 확장성이나 굽힘성이 우수한 고강도 냉연강판을 얻기 위해서 검토를 거듭한 결과, 아래의 것들을 알아내었다. (1) 성분 조성을 적정화한 후에, 면적률로 20~30%의 페아이트상과 30%~40%의 베이나이트상, 40%이하의 마르텐사이트상을 함유하고, 또한 보다 바람직하게는, 조직의 미세화를 위해 페라이트 입경을 10㎛이하, 마르텐사이트의 평균 size 5㎛이하로 제어한다. (2) 구멍확장성과 굽힘성을 개선하기 위한 방법으로는 미세조직내 각 상간의 강도차이를 최소화시키는 것이 바람직하며, 페라이트상 내 강도증가를 위해 나노(nano) 사이즈의 석출물을 1.5x106개/mm2 이상으로 관리함으로써 베이나이트상/페라이트상의 경도비를 2이하로 제어한다. 또한 변태조직인 마르텐사이트상과 베이나이트상의 강도차 감소를 위해 베이나이트상/마르텐사이트상 경도비를 0.7 이상으로 제어함으로써 마르텐사이트상과 베이나이트상의 강도를 거의 유사하게 유지한다. 이러한 변태조직의 경도제어를 통해 (베이나이트상+마르텐사이트상)/페라이트상 경도비를 4 이하로 제어함으로써 변태상과 모상인 페라이트의 경도차이를 가능한 낮추고자 하였다. 이러한 시도들을 통해 980 Mpa 이상의 인장강도 및 우수한 구멍 확장성이나 굽힘성을 달성할 수 있다.
한편 상술한 강판의 마이크로 조직은, 소둔시에, 이상역의 온도조건에서 가열/유지하여 일정량의 페라이트를 확보한후, (3) 냉연 소둔강판의 경우 5~30℃/s의 평균 냉각 속도로 400~500℃의 온도역까지 냉각시킨후, 300~400℃의 온도구간까지 과시효처리시키는 서냉 열처리방법을 적용한다. (4) 또한 용융도금강판의 제조를 위해 3~30℃/s의 평균 냉각 속도로 600℃이하의 온도역까지 냉각하는 열처리방법을 이용한다. 이러한 열처리사이클은 냉각시 적정 베이나이트를 확보하는 공정이다. 이러한 베이나이트의 확보를 통해 상간 강도차이를 감소시킬수 있다.
이하, 본 발명에서 요구하는 30%이상의 HER성과 1.0 이하의 굽힘가공성(R/t)을 확보하기 위한 미세조직 및 석출물 특성에 대해 상세히 설명한다.
본 발명에서 요구하는 적정한 연성 확보를 위해서는 이상역 소둔을 통해 20~30%의 페라이트상이 필요하다. 또한 원하는 강도와 굽힘특성등을 달성하기 위해서는 일정량의 베이나이트상 분율 확보가 필요하다. 만약 베이나이트 없이 마르텐사이트로 구성되어 있을 경우, 마르텐사이트상과 페라이트상 간의 강도차 발생으로 연신율은 높으나 굽힘성과 구멍확장성이 열화한다. 따라서 굽힘성과 구멍확장성 향상을 위해서는 베이나이트상의 일정량 확보가 필요함을 알 수 있으며, 본 발명자의 실험을 통해 30~40% 베이나이트가 적당하며, 이는 소둔 냉각후 베이나이트 영역에서의 과시효처리를 통해 얻을 수 있음을 확인하였다. 또한 과시효처리이후 미변태된 오스테나이트는 마르텐사이트로 변태되어 40% 이상의 마르텐사이트 분율을 형성한다.
한편 본 발명에서는 조직의 미세화를 위해 페라이트 결정입경을 10㎛이하, 마르텐사이트의 평균 size를 5㎛이하로 제한할 수 있다. 즉, 구멍확장성, 굽힘성 개선을 위해서는 균일조직 확보가 중요하며, 이러한 균일조직에는 상간 강도편차 감소와 조직 미세화도 포함된다. 980 MPa 이상이 되는 영역에서, 양호한 굽힘성 및 구멍확장성을 달성하기 위해서는, 미세조직의 크기를 가능한 낮게 관리하는 것이 필요하다. 만약 F의 지름이 10㎛ 초과이며, 경질 변태상의 평균 입경이 5.0㎛를 초과하는 경우 조직의 불균일화로 인해 본 발명에서 제시하는 굽힘가공성이나 구멍확장성을 만족할 수 없다.
앞에서 언급한 바와 같이 굽힘특성 및 구멍확장성은 미세조직내 각 상의 경도차이를 가능한 낮추는 것이 유리하다. 이른 외부의 응력부가 시 크랙이 상간의 경계를 따라 전파하게 되므로 상간 경계를 따라 발생하는 크랙의 발생방지를 위해 가능한 각 상간의 강도차이를 낮추는 것이 바람직하기 때문이다. 가장 우수한 것은 단상조직을 확보하는 것이다. 그러나 페라이트 단상강의 경우는 연질의 페라이트로 인해 원하는 강도를 확보할 수 없으며, 베이나이트나 마르텐사이트 단상의 경우는 강도는 우수하나 원하는 연신율을 확보하는데 문제가 있다. 따라서 연성을 확보하면서 굽힘성, 구멍확장성을 확보하기 위해서는 조직내 생성되는 미세조직의 분율을 적절히 관리하여야 하며, 또한 각 상간의 경도차이를 가능한 낮추어야 한다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 베이나이트상/마르텐사이트상의 경도비를 0.7이상으로 제한하며, 이러한 조건을 만족할 때 본 발명에서 요구하는 굽힘성과 구멍확장성을 확보할 수 있다
또한 각 상간 경도차이를 줄이기 위해서는 연질의 페라이트상의 강도를 증가시키는 것이 필요하다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 베이나이트상/페라이트상의 경도비가 2이하가 되도록 페라이트상 내에 10nm이하의 석출물을 1.5x106개/mm2 이상의 분포로 형성함을 특징으로 하며, 이에 의해 페라이트의 강도가 충분히 증가하여 본 발명에서 제시하는 굽힘가공성과 구멍확장성을 만족할 수 있다.
본 발명과 같이 우수한 굽힘성과 구멍확장성을 가지기 위해서는 변태상 뿐만 아니라 모상인 페라이트 상의 경도 증가도 동시에 요구되고 있다. 페라이트상의 강도증가를 위해서는 고용원소의 첨가가 하나의 방법이 될 수 있으나, 합금원소의 첨가는 강도의 증가에 따른 변태조직 분율의 증가, 용접성 열화 등이 수반된다. 따라서 본 발명자들은 페라이트상의 강도를 증가시키는 또 다른 방법으로는 강 중의 나노 석출물을 이용을 고려하였다. 본 발명자의 연구에 의하면 10nm이하의 석출물을 1.5x106개/mm2 이상으로 확보하게 되면 페라이트의 강도가 충분히 증가하여 본 발명에서 제시하는 굽힘가공성과 구멍확장성을 만족할 수 있었다.
보다 바람직하게는, (베이나이트상+마르텐사이트상)/페라이트상 경도비가 4이하가 되도록 제어하는 것이며, 이에 의해 보다 우수한 굽힘성과 구멍확장성을 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 강 조성성분 및 그 성분 제한이유를 상세히 설명한다.
강 중 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 0.1%를 초과하면 마르텐사이트의 강도는 높아지나 탄소농도가 낮은 페라이트와의 강도차이가 증가한다. 이러한 강도차이는 응력 부가 시 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하기 때문에 굽힘특성과 신장플랜지성이 저하한다. 또한 용접성이 열위하여 고객사 부품가공시 용접결함이 발생한다. 반면에 탄소함량이 0.06%미만으로 낮아지면 원하는 강도를 강도를 확보하기 매우 어렵기 때문에, 본 발명에서는 탄소의 함량을 0.06~0.1%로 제한함이 바람직하다.
강 중 실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트 중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직의 형성을 용이하게 하며, 또한 Si자체의 고용강화 효과를 유발한다. 이와 같이, 실리콘은 강도와 재질 확보를 위한 매우 유용한 원소이지만, 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 그 첨가 범위를 제한함이 바람직하다. 따라서 본 발명에서는 페라이트와 마르텐사이트의 분율을 일정량 확보하면서, 동시에 용접성을 저하시키지 않은 범위로 실리콘(Si) 함량을 0.05~0.5%로 제함함이 소망스럽다. Si함량이 0.05% 미만이면 충분한 페라이트가 확보되지 않아 연성이 감소할 수 있으며, 0.5%를 초과하게 되면 강도의 저하와 더불어 용접성이 열화될 수 있다.
강 중 망간(Mn)은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키며 강 중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간 취성을 방지할 뿐만 아니라 강을 강화시키는 원소이다. 또한 복합조직강에서는 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 그러나 그 함량이 2.0% 미만이면, 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.5%를 초과하게 되면 용접성, 열간 압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높을 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량은 2.0~2.5% 범위로 제한함이 바람직하다.
강 중 인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 한다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생 될 수 있기 때문에 상기 P의 함량은 0.001~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
강 중 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 함량은 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
강 중 가용 알루미늄(Sol. Al)은 강 중 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 증가할 수 있다. 그러므로 본 발명에서는 상기 가용 Al의 함량을 0.01~0.1% 범위로 제한함이 바람직하다.
강 중 질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이다. 그러나 그 함량이 0.01%를 초과하면 오스테나이트의 안정성이 크게 증가하여 본 발명에서 형성하고자 하는 30~40%수준의 베이나이트의 형성을 방해할 수 있으므로, 그 함량을 0.01%이하로 제한함이 바람직하다.
강 중 Ti와 Nb는 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소로서, 본 발명에서는 Ti와 Nb를 각각 0.003~0.08% 범위로 1종 이상 함유하는 것이 보다 바람직하다. 상기 Ti 및 Nb의 함량이 각각 0.003% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.08%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있기 때문이다.
본 발명의 강판은 상기 강 성분에 추가하여, 선택적으로 아래의 성분을 포함할 수도 있다.
먼저, 본 발명의 강판은 Cr:0.5~1.0%와 Mo: 0.01~0.15% 중 1종 이상을 함유함이 보다 바람직하다.
강 중 크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 베이나이트 형성 촉진 원소로서 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 상기 Cr의 함량이 0.5% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려우며 1.0%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 불리하므로 상기 Cr의 함량을 0.5~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
강 중 Mo는 Cr과 같이 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이다. 또한 강 중에 Mo계 미세 탄화물들을 생성시켜 페라이트 기지조직의 강도를 개선시키는 역할을 한다. 이러한 효과로 인해 변태조직과 페라이트의 상간 강도차이가 감소하게 되어 굽힘가공성에 유리한 작용을 한다. Mo의 함량이 0.01%미만인 경우는 이러한 효과는 얻기 어려우며, 0.15%를 초과하게 되면 제조비용의 과도한 증가가 예상된다.
또한 본 발명의 강판은 B:0.0010~0.0060%를 추가로 포함할 수도 있다.
강 중 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가된다. 하지만, 상기 B의 함량이 0.0010% 미만이면, 상기의 효과를 얻기가 어렵고 0.0060% 초과하면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 B의 함량을 0.0010% ~0.0060%로 제한함이 바람직하다.
나아가, 본 발명의 강판은 Sb:0.10%이하를 추가로 포함할 수도 있다.
강 중 Sb는 본 발명에서 우수한 내덴트 특성을 확보하기 위하여 첨가하는 성분이다. 상기 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 0.1%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 0.1%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같은 강 조성성분 및 강 미세조직 등을 갖는 본 발명의 강판은 연신율이 12%이상이면서 항복비가 0.7이하이며, 굽힘가공성(R/t)이 0.5이하, 구멍확장성 30%이상을 나타낼 수 있다.
다음으로, 본 발명의 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명한다.
먼저, 본 발명에서는 상기와 같은 강 조성성분을 갖는 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열한다. 본 발명에서는 이러한 구체적인 재가열조건에 제한되지 않으며, 통상적인 재가열 조건을 이용할 수 있다.
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, 미재결정립이 생길 위험성이 증대하며 또한 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 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 400~500℃의 온도범위까지 2차 냉각한 후, 300~400℃의 온도범위까지 베이나이트 구간에서 과시효처리를 행한다. 이러한 2차 냉각 종료온도는 연성과 굽힘가공성을 동시에 확보하기 위해 매우 중요한 온도조건이다. 만일 냉각 종료온도가 400℃이하 이면, 과시효처리동안 베이나이트영역에서 머무는 시간이 짧아 충분한 베이나이트량의 확보가 어려우며, 500℃를 초과하게 되면 주로 과시효처리시 베이나이트 영역에 머무르는 시간이 매우 커져 과도한 베이나이트의 발생으로 항복강도가 증가하고 연성이 열화될 수 있다. 본 발명에서는 이때의 2차 냉각속도를 5~20℃/s 범위로 함이 바람직하다.
한편 이러한 서냉 열처리조건도 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 비율이 최적화되어 본 발명에서 요구하는 굽힘가공성과 연성을 만족하면서 동시에 ±20℃의 넓은 소둔온도 구간에서도 항복강도의 변화가 ±40MPa이하의 매우 안정된 강재를 제조할 수 있게 된다.
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 0.7을 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 열화를 초래할 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 연신율의 저하 뿐만 아니라 구멍확장성 등의 재질 열화를 초래할 수 있다.
그리고 본 발명에서는 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 도금처리는 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 베이나이트상 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 제조된 본 발명의 냉연강판, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판은, 그 강 미세조직이 면적분율로 마르텐사이트 40%이하, 베이나이트 30~40% 및 페라이트 20~30%로 이루어지고; 베이나이트/마르텐사이트 경도비가 0.7 이상이며; 그리고 베이나이트/페라이트 경도비가 2 이하를 만족하도록 상기 페라이트 내에 그 크기가 10 nano 이하의 석출물이 1.5x106개/mm2 이상으로 형성될 수 있다.
또한 상기 페라이트 결정립경이 10㎛이하, 마르텐사이트의 평균 size가 5㎛이하이며, 그리고 (베이나이트+마르텐사이트)/페라이트 경도비가 4 이하일 수가 있다.
그리고 상기 강판들은 연신율이 12%이상이면서 항복비가 0.7이하이며, 굽힘가공성(R/t)이 0.5이하, 구멍확장성 30%이상을 나타낼 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표1과 같이 조성되는 강 슬라브를 마련한 후, 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 1와 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 26~34번 강재는 냉연강판의 제조에만 사용되었으며, 나머지 강재들은 냉연강판과 용융아연도금강판의 제조에 동시에 사용되었다. 그리고 하기 표 2-3은 냉연강판에 대한 것이다. 또한 하기 표 4-5에서 번호 1-3 및 14-16은 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. 또한 변태조직의 경도는 나노인덴터(Nano-Indenter, NT110)기기를 이용하여 2g의 하중으로 100point를 정방형으로 측정하여 최대, 최소값을 제외한 값들을 활용하였다. 나노석출물의 분포밀도는 FE-TEM으로 측정된 석출물 조직사진을 image analyzer(화상해석) 설비를 이용하여 측정하였다.
강 No 조성성분(중량%) 비고
C Si Mn P S Sol.Al Cr Mo Ti Nb N B Sb
1 0.07 0.4 2.3 0.01 0.003 0.04 0.85 0.09 0.02 0.05 0.0048 0.0025 0.03 발명강
2 0.08 0.4 2.2 0.009 0.002 0.05 0.75 0.12 0.021 0.055 0.005 0.0025 0.02 발명강
3 0.09 0.3 2.4 0.01 0.005 0.035 0.65 0.1 0.022 0.045 0.003 0.003 0.03 발명강
4 0.08 0.4 2.4 0.009 0.004 0.06 0.7 0.09 0.04 0.03 0.004 0.0025 0 발명강
5 0.07 0.3 2.3 0.01 0.003 0.07 0.6 0.08 0.03 0.02 0.0056 0.0025 0.02 발명강
6 0.09 0.4 2.2 0.01 0.003 0.05 0.65 0.06 0.02 0.03 0.005 0.0025 0.03 발명강
7 0.07 0.4 2.2 0.01 0.003 0.04 0.6 0.07 0.025 0.02 0.0047 0.0025 0.02 발명강
8 0.075 0.45 2.3 0.011 0.005 0.055 0.75 0.08 0.035 0.02 0.001 0.0025 0.04 발명강
9 0.085 0.3 2.4 0.011 0.004 0.045 0.6 0.1 0.045 0.02 0.006 0.0025 0.03 발명강
10 0.09 0.2 2.3 0.012 0.005 0.06 0.65 0.02 0.035 0.045 0.0045 0.0025 0.03 발명강
11 0.09 0.4 2.3 0.01 0.003 0.05 0.6 0.02 0.01 0.045 0.0041 0.0015 0.04 발명강
12 0.085 0.4 2.4 0.011 0.004 0.05 0.6 0.02 0.01 0.035 0.0035 0.002 0.02 발명강
13 0.07 0.4 2.2 0.01 0.005 0.04 0.6 0.02 0.01 0.04 0.0055 0.002 0.05 발명강
14 0.08 0.01 2.3 0.01 0.006 0.04 0.85 0.09 0.01 0.04 0.005 0.0025 0.02 비교강
15 0.15 0.3 2.2 0.011 0.006 0.05 0.9 0.09 0.025 0.055 0.0065 0.0025 0.05 비교강
16 0.07 0.4 2.3 0.008 0.002 0.04 1.2 0.25 0.02 0.04 0.004 0.0025 0.04 비교강
17 0.04 0.4 2.1 0.011 0.003 0.06 0.65 0.08 0.04 0.03 0.005 0.0025 0.03 비교강
18 0.09 0.4 2.4 0.015 0.007 0.05 0.55 0.02 0.02 0.02 0.005 0.002 0.01 비교강
19 0.09 0.4 2.3 0.011 0.006 0.06 0.55 0.02 0.03 0.02 0.005 0.0025 0.01 비교강
20 0.09 0.45 2.2 0.012 0.003 0.035 0.6 0.02 0 0.05 0.0065 0.002 0.03 비교강
21 0.09 0.2 2.3 0.009 0.005 0.035 0.55 0.02 0.02 0 0.002 0.0025 0 비교강
22 0.08 1 2.3 0.001 0.003 0.04 0.08 0.03 0.03 0.02 0.005 0.002 0.01 비교강
23 0.09 0.4 2.4 0.01 0.003 0.04 0 0 0.075 0 0.0048 0 0 발명강
24 0.08 0.4 2.3 0.009 0.002 0.05 0 0 0 0.065 0.005 0 0 발명강
25 0.09 0.2 2.4 0.01 0.005 0.035 0 0 0.042 0.045 0.003 0 0 발명강
26 0.08 0.4 2.4 0.009 0.004 0.06 0.8 0 0.06 0 0.004 0 0 발명강
27 0.09 0.3 2.3 0.01 0.003 0.07 0 0.11 0 0.065 0.0056 0 0 발명강
28 0.09 0.4 2.3 0.01 0.003 0.05 0.5 0.08 0.07 0 0.005 0 0 발명강
29 0.07 0.4 2.4 0.01 0.003 0.04 0 0 0 0.07 0.0047 0.0025 0.04 발명강
30 0.08 0.4 2.3 0.011 0.005 0.055 0.75 0 0.035 0.05 0.001 0.004 0 발명강
31 0.09 0.2 2.4 0.011 0.004 0.045 0 0.12 0 0.075 0.006 0.0035 0.05 발명강
32 0.08 0.4 2.3 0.012 0.005 0.06 0.65 0.09 0.075 0 0.0045 0.003 0 발명강
강 No SS
 RCS YS(Mpa) TS(MPa) Tel(%) YR R/t<0.5 HER(%) 비고
1-1 800 250 690.3 989.7 12.8 0.70 X 20 비교예1-1
1 800 450 634.6 983.4 14.4 0.65 O 35 발명예1
2-1 810 250 581.2 980.6 12.7 0.59 X 20 비교예2-1
2 810 450 686.8 1005.1 13.6 0.68 O 40 발명예 2
3 800 450 675.8 1090.7 13.3 0.62 O 40 발명예3
4-1 810 250 661.6 1039.9 10.9 0.64 X 25 비교예4-1
4 810 450 663.4 1029.6 12.1 0.64 O 40 발명예4
5 790 450 623.9 1024.4 13.7 0.61 O 45 발명예5
6 800 450 609.4 1008.3 14.2 0.60 O 35 발명예6
7 800 450 634.0 1040.7 14.1 0.61 O 40 발명예7
8 810 450 559.4 990.0 14.6 0.57 O 40 발명예8
9-1 800 250 611.2 988.3 13.1 0.62 X 20 비교예9-1
9 800 450 628.4 1014.5 16.4 0.62 O 35 발명예9
10-1 810 250 657.7 999.6 13.9 0.66 X 25 비교10-1
10 810 450 623.3 1025.0 13.8 0.61 O 40 발명예10
11 800 450 662.0 993.0 14.0 0.67 O 45 발명예11
12 800 450 693.3 1008.9 15.3 0.69 O 50 발명예12
13 800 450 674.4 1081.7 14.2 0.62 O 50 발명예13
14 800 450 852.0 1074.4 11.2 0.79 X 20 비교예14
15 800 450 852.1 1285.1 10.1 0.66 X 15 비교예15
16 800 450 853.6 1089.5 11.3 0.78 X 25 비교예16
17 800 450 654.3 912.7 15.2 0.72 X 35 비교예17
18 750 450 625.6 1012.3 10.6 0.62 X 15 비교예18
19 890 450 672.3 1053.6 11.1 0.64 X 20 비교예19
20 800 450 694.9 1014.7 14.3 0.68 X 35 비교예20
21 800 450 634.9 1022.2 15.6 0.62 X 40 비교예21
22 800 450 625.3 1098.3 15.2 0.57 X 20 비교예22
23 800 450 614.6 993.4 15.4 0.62 O 37 발명예23
24 810 450 646.8 995.1 14.6 0.65 O 40 발명예24
25 800 450 655.8 990.7 15.3 0.66 O 35 발명예25
26 810 450 633.4 989.6 13.1 0.64 O 45 발명예26
27 790 450 643.9 1014.4 13.7 0.63 O 40 발명예27
28 800 450 629.4 1018.3 14.2 0.62 O 35 발명예28
29 800 450 614.0 980.7 14.1 0.63 O 45 발명예29
30 810 450 629.4 1090.0 13.6 0.58 O 38 발명예30
31 800 450 658.4 1054.5 13.4 0.62 O 40 발명예31
32-1 810 270 617.7 1079.6 12.9 0.57 X 25 비교예32-1
32 810 450 633.3 1015.0 13.9 0.62 O 40 발명예32
*표 2에서 SS는 연속소둔온도(℃), RCS는 2차 냉각종료온도(℃)를 나타낸다.
강 No F분율
(%)		 M분율
(%)		 B분율
(%)		 B/M
경도비		 B/F
경도비		 (B+M)/F
경도비		 F결정립경
(um)		 M 평균 size(um) Nano ppt (개/mm2) 비고
1-1 25 60 15 0.5 2.1 4.2 13 7 2.1 비교예1-1
1 27 38 35 0.8 1.7 2.9 7 4 2.2 발명예1
2-1 29 61 10 0.5 2.5 4.1 12 7 2.5 비교예2-1
2 25 40 35 0.7 1.6 3.1 8 3 2.3 발명예2
3 29 39 32 0.8 1.6 2.9 8 2 2.6 발명예3
4-1 28 54 18 0.4 2.2 4.2 11 6 3.1 비교예4-1
4 29 38 33 0.9 1.8 3.1 9 2 3.5 발명예4
5 26 36 38 0.9 1.6 3.2 8 3 2.9 발명예5
6 28 37 35 0.9 1.4 2.8 9 4 3.6 발명예6
7 28 38 34 0.8 1.7 2.5 8 3 3.5 발명예7
8 30 36 34 0.8 1.8 2.9 8 2 4.1 발명예8
9-1 29 44 27 0.4 2.1 4.1 12 6 2.9 비교예9-1
9 29 37 34 0.8 1.8 3.5 7 2 3.8 발명예9
10-1 25 60 15 0.5 2.1 4.2 15 7 4.5 비교예10-1
10 28 37 35 0.8 1.9 3.3 9 3 5.1 발명예10
11 29 38 33 0.8 1.7 2.9 7 3 2.8 발명예11
12 27 40 33 0.9 1.7 2.9 8 4 3.8 발명예12
13 25 40 35 0.8 1.6 3.3 9 3 4.3 발명예13
14 30 15 55 0.6 1.9 4.1 15 7 3.9 비교예14
15 10 70 20 0.3 2.1 4.5 7 2 2.8 비교예15
16 15 45 40 0.6 2.3 4.7 7 3 5.4 비교예16
17 60 15 25 0.8 1.5 2.8 13 6 4.6 비교예17
18 30 50 20 0.8 1.6 4.2 12 3 4.1 비교예18
19 20 30 50 0.8 2.1 4.3 16 8 3.8 비교예19
20 25 45 30 0.7 2.3 4.2 11 6 0.9 비교예20
21 25 45 30 0.7 2.3 4.3 12 6 0.9 비교예21
22 40 50 10 0.3 2.1 4.7 8 3 5.5 비교예22
23 28 35 37 0.8 1.5 3.1 7 3 1.8 발명예23
24 30 34 36 0.9 1.6 3.3 8 4 1.9 발명예24
25 29 36 35 0.7 1.5 2.9 8 3 2.4 발명예25
26 28 36 36 0.9 1.9 3.2 7 3 1.6 발명예26
27 28 37 35 0.8 1.7 3.4 8 2 1.8 발명예27
28 30 36 34 0.9 1.5 2.9 9 3 1.7 발명예28
29 28 37 35 0.8 1.7 2.5 8 4 1.9 발명예29
30 30 36 34 0.7 1.8 2.7 8 3 2.2 발명예30
31 29 37 34 0.8 1.6 3.1 7 2 1.6 발명예31
32-1 35 55 10 0.4 2.3 4.4 8 5 1.8 비교예32-1
32 23 39 38 0.8 1.8 3.2 8 3 1.9 발명예32
*표 3에서 F는 페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트를 나타낸다. 그리고 Nano ppt 개수는 (갯수 * 106개/mm2 )를 나타낸다.
강 No SS YS(Mpa) TS(MPa) Tel(%) YR R/t<0.5 HER(%) 비고
1 800 654.6 993.4 15.1 0.66 O 40 발명예1
2 810 676.8 1055.1 13.6 0.64 O 45 발명예2
3 800 685.8 1100.7 14.3 0.62 O 35 발명예3
4 800 673.4 1069.6 14.1 0.63 O 40 발명예4
5 790 653.9 1044.4 13.7 0.63 O 40 발명예5
6 800 639.4 1018.3 12.5 0.63 O 35 발명예6
7 800 664.0 1080.7 13.0 0.61 O 45 발명예7
8 810 609.4 1090.0 14.6 0.56 O 40 발명예8
9 800 648.4 1074.5 14.4 0.60 O 40 발명예9
10 810 628.3 995.0 15.8 0.63 O 35 발명예10
11 800 692.0 1093.0 14.2 0.63 O 40 발명예11
12 800 713.3 1028.9 15.3 0.69 O 45 발명예12
13 800 654.4 1101.7 14.6 0.59 O 45 발명예13
14 800 892.0 1094.4 10.2 0.82 X 20 비교예14
15 800 882.1 1315.1 11.1 0.67 X 20 비교예15
16 800 843.6 1129.5 11.6 0.75 X 15 비교예16
17 800 694.3 932.7 15.2 0.74 X 25 비교예17
18 750 655.6 1032.3 10.1 0.64 X 15 비교예18
19 890 682.3 1063.6 11.4 0.64 X 20 비교예19
20 800 724.9 1024.7 12.3 0.71 X 40 비교예20
21 800 734.9 1032.2 12.6 0.71 X 35 비교예21
22 800 655.3 1078.3 15.5 0.61 X 20 비교예22
*표 4에서 SS는 연속소둔온도(℃)를 나타낸다.
강 No F분율 (%) M분율
(%)		 B분율
(%)		 B/M
경도비		 B/F
경도비		 (B+M)/F
경도비		 F 결정
립경		 M 평균
size		 Nano ppt
(개/mm2)		 비고
1 27 33 40 0.9 1.5 3 8 5 2.3 발명예1
2 26 39 35 0.8 1.5 2.9 8 2 2.5 발명예2
3 28 37 35 0.8 1.6 2.5 8 2 2.9 발명예3
4 29 36 35 0.8 1.6 3.3 8 3 3.5 발명예4
5 30 30 40 0.8 1.6 2.8 9 3 2.5 발명예5
6 28 36 36 0.8 1.5 2.8 8 3 3.6 발명예6
7 25 40 35 0.9 1.4 2.5 7 2 3.5 발명예7
8 29 36 35 0.9 1.8 2.7 7 3 4.4 발명예8
9 29 36 35 0.9 1.5 3.1 7 2 3.5 발명예9
10 24 38 38 0.9 1.5 3.3 8 4 5.1 발명예10
11 29 38 33 0.8 1.8 3.1 7 4 3.5 발명예11
12 27 38 35 0.8 1.7 2.8 9 3 3.8 발명예12
13 25 35 40 0.8 1.6 3.1 9 3 4.4 발명예13
14 30 15 55 0.6 1.6 4.4 14 7 3.9 비교예14
15 15 70 15 0.3 2.2 4.5 7 2 2.8 비교예15
16 10 45 45 0.6 2.3 4.5 6 2 5.6 비교예16
17 60 15 25 0.7 1.4 2.8 13 7 4.6 비교예17
18 45 35 20 0.7 1.6 4.1 12 3 4.1 비교예18
19 15 30 55 0.8 2.1 4.3 15 8 4.1 비교예19
20 25 45 30 0.8 2.3 4.2 11 7 1.2 비교예20
21 30 40 30 0.8 2.4 4.3 12 7 1.1 비교예21
22 40 45 15 0.4 2.6 5.1 7 3 6.1 비교예22
*표 5에서 F는 페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트를 나타낸다. 그리고 Nano ppt 개수는 (갯수 * 106개/mm2 )를 나타낸다.
상기 표 1-5에 나타난 바와 같이, 본 발명의 강 성분범위와 제조공정을 만족하는 발명예(1~13 및 23-32)의 경우, 항복비 0.7 이하, 연신율 13% 이상을 만족하였다. 또한 굽힘가공성 및 구멍확장성의 결과에서도 본 발명에서 요구하는 굽힘가공성 (R/t) 1이하, 구멍확장성 30%이상의 조건을 완벽히 만족하였다. 이러한 재질특성은 변태상분율제어와 함께 변태상과 모상과의 상간 경도비, 나노 석출물 분포 등과 매우 밀접한 관계를 가진다. 즉, 본 발명의 성분범위와 제조방법을 만족하는 발명예(1~13 및 23-32)의 경우는 상기 표 3 및 표 5에 나타난 바와 같이, 상분율 및 크기, 경도관계식, 나노 석출물분포 등이 본 발명에서 제시하는 조건을 만족하고 있음을 알 수 있다.
이에 반하여, 본발명의 강 조성성분을 만족하더라도 상기 표 2에 나타난 바와 같이, 2차 냉각종료온도(RCS)가 Ms 온도 이하인 250℃ 등으로 매우 낮은 비교예 1-1, 2-1, 4-1, 9-1, 10-1 및 32-1은, 1차 냉각 후 베이나이트 영역에서 서냉하면서 충분한 베이나이트가 형성되지 못하고 곧바로 마르텐사이트가 생성되었으므로 마르텐사이트 분율이 증가하였으며, 이에 따라 상간의 경도비가 증가하고 구멍확장성 등이 열화하였다.
도 3은 2차 냉각종료온도(RCS) 차이에 따른 미세조직의 경도분포를 나타낸 것으로서, RCS 400℃에서 유지한 강재에서 상간의 경도차이가 매우 크게 개선되는 것을 알 수 있다. 이러한 개선효과는 도면 4-5에 나타난 바와 같이, RCS 400℃의 베이나이트 영역에서의 유지로 인해 미세조직 내 베이나이트 분율이 증가하였기 때문이며, 또한 페라이트 상에서는 10㎚이하의 나노 석출물이 무수히 많이 형성하여 페라이트 강도를 증가시켰기 때문이다.
또한 비교예 14의 경우는 Si 함량이 본 발명에서 제시하는 목표치보다 매우 낮은 경우로서, 페라이트 형성원소인 Si 함량의 저하로 인해 소둔 과시효처리시 베이나이트 분율이 증가하였으며, 이로 인해 연신율이 감소하였다. 또한 Si 첨가에 의한 마르텐사이트상으로의 탄소 촉진이 낮아 변태상 간의 경도비도 본 발명의 조건을 만족하지 못하였다.
그리고 비교예 22는 Si 함량이 1.0%로서 과도하게 첨가된 경우이다. 다량의 Si첨가는 1차 냉각인 서냉시 페라이트 생성을 촉진하며, 2차 냉각시 베이나이트 변태를 억제한다. 또한 마르텐사이트의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이러한 효과는 상간의 경도차이를 증가시키는 효과를 나타내어 연성은 우수하나 굽힘가공성, 구멍확장성 등은 열화하였다.
비교예 15-16은 탄소, Mn 또는 Cr, Mo 함량이 본 발명의 성분범위를 초과한 경우이다. 이러한 원소들은 강을 강화시키는 원소로서 소둔판의 변태상 분율을 증가시키는 역할을 한다. 그러나 과도한 합금원소의 첨가에 의해 변태상 분율 등이 본 발명의 조건을 벗어났으며, 이로 인해 재질이 열화하였다. 한편 비교예 17은 탄소량이 매우 낮은 경우이다. 탄소량의 감소는 강도의 감소를 초래하여 본 발명에서 요구하는 인장강도 980MPa급을 만족시키지 못한다.
또한 비교예 18-19는 강 조성성분은 본 발명의 범위를 만족하였으나 소둔온도가 과도하게 낮거나 높은 경우이다. 비교예 18과 같이 소둔온도가 매우 낮은 경우는 재결정이 충분하지 않아 연성이 열화하였다. 그리고 소둔온도가 890℃로 매우 높은 비교예 19의 경우는, 소둔시 과도한 오스테나이트 생성에 의한 탄소농도의 감소로 냉각시 베이나이트 분율이 증가하여 본 발명에서 제시하는 베이나이트 분율 기준을 만족하지 못하였다.
아울러, 비교예 20-21의 경우는 Ti, Nb가 전혀 첨가되지 않은 경우이다. Ti나 Nb는 강 중에서 미세 석출물을 형성시키는데 매우 중요한 역할을 한다. 이러한 원소가 첨가되지 못하면 강 중에 나노 석출물의 분포가 본 발명의 기준을 만족하지 못하게 된다. 즉 상간 경도차 부족으로 구멍확장성 및 굽힘성이 열화하였다.
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 (21)

  1. 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.5%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하 및 Ti와 Nb를 각각 0.003~0.08% 범위에서 1종 이상 함유하며, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진 화학 조성을 가지며, 강 미세조직이 면적분율로 마르텐사이트 40%이하, 베이나이트 30~40% 및 페라이트 20~30%로 이루어지고;
    베이나이트/마르텐사이트 경도비가 0.7 이상이며; 그리고
    베이나이트/페라이트 경도비가 2 이하를 만족하도록 상기 페라이트 내에 그 크기가 10 nano 이하의 석출물이 1.5x106개/mm2 이상으로 형성되어 있는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 페라이트 결정립경이 10㎛이하, 마르텐사이트의 평균 size가 원상당 직경기준 5㎛이하인 것을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
  3. 제 1항에 있어서, (베이나이트+마르텐사이트)/페라이트 경도비가 4 이하인 것을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 Cr: 0.5~1.0%와 Mo: 0.01~0.15% 중 1종 이상을 추가로 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 B:0.0010~0.0060%를 추가로 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 Sb: 0.10%이하를 추가로 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
  7. 제 1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 냉연강판에 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  8. 제 1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 냉연강판에 표면에 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판.
  9. 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.5%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하 및 Ti와 Nb를 각각 0.003~0.08% 범위에서 1종 이상 함유하며, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어진 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는 공정;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후, 600~750℃ 온도범위에서 권취하는 공정;
    상기 권취된 열연판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, Ac1+30℃ ~ Ac3-30℃의 온도구간에서 연속소둔하는 공정; 및
    상기 연속소둔된 강판을 650~700℃까지 1차 냉각하고, 이어, 400~500℃의 온도범위까지 2차 냉각을 한 후, 300~400℃의 온도구간까지 과시효처리시키는 공정;을 포함하고,
    상기 과시효처리된 강판은 그 미세조직이 면적분율로 마르텐사이트 40%이하, 베이나이트 30~40% 및 페라이트 20~30%로 이루어지고;
    베이나이트/마르텐사이트 경도비가 0.7 이상이며; 그리고
    베이나이트/페라이트 경도비가 2 이하를 만족하도록 상기 페라이트 내에 그 크기가 10 nano 이하의 석출물이 1.5x106개/mm2 이상으로 형성되어 있음을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 삭제
  11. 제 9항에 있어서, 상기 페라이트 결정립경이 10㎛이하, 마르텐사이트의 평균 size가 원상당 직경기준 5㎛이하이며, 그리고 (베이나이트+마르텐사이트)/페라이트 경도비가 4 이하인 것을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은 Cr: 0.5~1.0%와 Mo: 0.01~0.15% 중 1종 이상을 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  13. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은 B:0.0010~0.0060%를 추가로 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  14. 제 9항에 있어서, 상기 냉연강판은 Sb: 0.10%이하를 추가로 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  15. 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.5%, P: 0.001~0.10%, S:0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010%이하 및 Ti와 Nb를 각각 0.003~0.08% 범위에서 1종 이상 함유하며, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어진 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는 공정;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 ~ Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연한 후, 600~750℃ 온도범위에서 권취하는 공정;
    상기 권취된 열연판을 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연한 후, Ac1+30℃ ~ Ac3-30℃의 온도구간에서 연속소둔하는 공정;
    상기 연속소둔된 강판을 650~700℃까지 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 포함하고,
    그 미세조직이 면적분율로 마르텐사이트 40%이하, 베이나이트 30~40% 및 페라이트 20~30%로 이루어지고;
    베이나이트/마르텐사이트 경도비가 0.7 이상이며; 그리고
    베이나이트/페라이트 경도비가 2 이하를 만족하도록 상기 페라이트 내에 그 크기가 10 nano 이하의 석출물이 1.5x106개/mm2 이상으로 형성되어 있음을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  16. 삭제
  17. 제 15항에 있어서, 상기 페라이트 결정립경이 10㎛이하, 마르텐사이트의 평균 size가 원상당 직경기준 5㎛이하이며, 그리고 (베이나이트+마르텐사이트)/페라이트 경도비가 4 이하인 것을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  18. 제 15항에 있어서, 상기 용융아연도금강판은 Cr: 0.5~1.0%와 Mo: 0.01~0.15% 중 1종 이상을 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  19. 제 15항에 있어서, 상기 용융아연도금강판은 B:0.0010~0.0060%를 추가로 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  20. 제 15항에 있어서, 상기 용융아연도금강판은 Sb: 0.10%이하를 추가로 함유함을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
  21. 제 15항, 제17항 내지 20항 중 어느 한 항 기재의 용융아연도금강판 제조공정 이후, 450~600℃의 온도범위에서 용융아연도금의 합금화처리를 실시하는 공정;을 포함하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019124766A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
WO2020013550A1 (ko) 2018-07-12 2020-01-16 주식회사 포스코 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10907235B2 (en) 2016-09-13 2021-02-02 Nippon Steel Corporation Steel sheet
KR101917452B1 (ko) * 2016-12-22 2018-11-09 주식회사 포스코 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
JP6822488B2 (ja) * 2017-01-30 2021-01-27 日本製鉄株式会社 鋼板
KR102020411B1 (ko) 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020412B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102075222B1 (ko) * 2017-12-26 2020-02-07 주식회사 포스코 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN109576579A (zh) * 2018-11-29 2019-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高扩孔率和较高延伸率的980MPa级冷轧钢板及其制造方法
CN109735775A (zh) * 2019-02-12 2019-05-10 唐山不锈钢有限责任公司 一种1000MPa级超高强热轧钢带及其生产方法
KR102390816B1 (ko) * 2020-09-07 2022-04-26 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102518675B1 (ko) * 2020-12-16 2023-04-06 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR102487306B1 (ko) 2020-12-21 2023-01-13 현대제철 주식회사 점용접성 및 성형성이 우수한 초고장력 냉연강판, 초고장력 도금강판 및 그 제조방법
WO2022184811A1 (de) * 2021-03-03 2022-09-09 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt, verfahren zu seiner herstellung und verwendung eines solchen stahlflachprodukts
CN113667894B (zh) * 2021-08-13 2022-07-15 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法
KR20230045648A (ko) * 2021-09-27 2023-04-05 주식회사 포스코 구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 후물 강판 및 이의 제조방법
CN115198164B (zh) * 2022-06-21 2023-04-11 首钢集团有限公司 一种780MPa级热镀锌高扩孔钢及其制备方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2010010116A (es) * 2008-03-27 2010-10-04 Nippon Steel Corp Chapa de acero galvanizado de alta resistencia, chapa galvanizada en baño caliente, aleada, de alta resistencia y chapa de acero laminada en frio de alta resistencia las cuales tienen propiedades superiores en moldeabilidad y soldabilidad, y metodo d
KR20110119285A (ko) * 2010-04-27 2011-11-02 주식회사 포스코 고강도 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR20120074798A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판
CN102828127B (zh) * 2011-06-14 2014-12-31 鞍钢股份有限公司 一种耐蚀性好的热浸镀锡锌燃油箱高强钢板及其制造方法
KR101353787B1 (ko) * 2011-12-26 2014-01-22 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP6228741B2 (ja) * 2012-03-27 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法
CN103290202B (zh) * 2013-06-18 2015-02-25 首钢总公司 提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019124766A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
KR20190077193A (ko) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
KR102075216B1 (ko) 2017-12-24 2020-02-07 주식회사 포스코 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
EP3730651A4 (en) * 2017-12-24 2020-10-28 Posco HIGH-STRENGTH STEEL SHEET WITH HIGH YIELD AND METHOD OF MANUFACTURING ITEM
WO2020013550A1 (ko) 2018-07-12 2020-01-16 주식회사 포스코 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법
KR20200007231A (ko) 2018-07-12 2020-01-22 주식회사 포스코 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법
US11591666B2 (en) 2018-07-12 2023-02-28 Posco Co., Ltd Hot rolled coated steel sheet having high strength, high formability, excellent bake hardenability and method of manufacturing same
US11834727B2 (en) 2018-07-12 2023-12-05 Posco Co., Ltd Hot rolled coated steel sheet having high strength, high formability, excellent bake hardenability and method of manufacturing same

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CN105734410A (zh) 2016-07-06
KR20160078570A (ko) 2016-07-05

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