KR20120074798A - 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판 - Google Patents

인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판 Download PDF

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Abstract

본 발명은 낮은 함량의 탄소, 높은 함량의 망간 및 크롬을 함유한 강종이 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트로 구성된 다상 복합조직을 가지도록 하고 1.5GPa 이상의 인장강도를 가지면서 형상 불량이 적은 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공하는데 그 주된 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 합금원소가 Si + Al + P/Mn ≤ 0.5, 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52의 관계식을 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 재가열한 후 마무리 압연기 출측에서의 온도가 Ar3 변태점 ~ 950℃가 되도록 열간압연한 후 400 ~ 700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 스트립을 산세 후 30 ~ 70%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및 상기 냉간압연된 스트립을 1 ~ 5℃/s 가열속도로 [(Ac3 - 90℃) ~ (Ac3 ± 15℃)]의 온도 범위까지 가열한 다음, 1 ~ 3℃/s의 냉각속도로 500 ~ 750℃의 온도 범위까지 1차 냉각하고, 3 ~ 50℃/s의 냉각속도로 [(Ms - 120) ~ 460℃]의 온도 범위까지 2차 냉각한 다음 6 ~ 500 sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하는 연속소둔 단계;를 포함한다.

Description

인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판{METHOD FOR MANUFACTURING TENSILE STRENGTH 1.5GPa CLASS STEEL SHEET AND THE STEEL SHEET MANUFACTURED THEREBY}
본 발명은 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 형상 불량이 적은 자동차 구조부재용 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화용융아연도금강판의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 차체 구성부품 중 구조부재로 사용되는 강판은 자동차 외부 충돌로부터 충격을 최대한 흡수하고 견고하게 지지하여 승객을 안전하게 보호할 수 있어야 한다. 또한 최적 설계 범위 내에서 자동차의 전체 중량을 감소시켜 연료 소비 효율, 연비 증대를 위해 고강도 기계적 특성을 가져야 한다.
더욱이, 자동차의 구조부재용 강판은 구조재로서의 높은 강도뿐만 아니라 프레스 및 롤포밍과 같은 가공성형에 적합하도록 높은 연신율, 굽힘 가공성 및 구멍확장성 등의 특성이 요구된다. 구체적으로 통상의 연속소둔 설비를 이용하여 1500MPa 이상의 인장강도를 가짐과 동시에 연신율 7% 이상, {(2 ~ 4)R/t [mm/mm]}의 굽힘 가공성을 만족하여야 한다.
이러한 물성을 만족시키기 위하여 자동차 구조부재용 강판은 기본적으로 페라이트(Ferrite), 베이나이트(Baintie), 마르텐사이트(Martensite), 및 템프드 마르텐사이트 상의 조합으로 구성되며, 이들 상의 구성 비율에 따라, DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, 복합조직(Complex Phase)강 등으로 분류되어 적용되고 있다.
일본 공개특허 제2007 - 100114호에는, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.2%, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하 및 불순물과 소량의 합금 원소를 함유한 강에 Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하 중 1 또는 2종 이상을 첨가하여 1180 ~ 1400MPa 강도를 갖고 강판의 휘어짐/뒤틀림이 10mm 이하인 양호한 형상을 갖는 냉연강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 연속소둔 열처리 설비를 이용하여 강판을 고온에서 급냉한 후, 150 ~ 200℃ 온도 범위에서 과시효 처리함에 의해 통상의 수냉(quenching) 후 뜨임(tempering) 처리에 의한 판 형상 불량(강판의 폭방향 변형)을 개선할 수 있음도 개시되어 있다. 그러나, 이 강종은 낮은 함량의 Cr 첨가로 인해 미세조직 중 30% 이상의 페라이트 분율을 포함하여 현재 상업적으로 사용되고 있는 자동차용 범퍼 또는 보강재에 적용하기에는 상대적으로 인장강도가 낮은 문제점이 있었다.
한국 공개특허 제2008 - 73763호에는, 중량%로 C: 0.1 ~ 0.6%, Si: 1.0 ~ 3.0%, Mn: 1.0 ~ 3.5%, Al: 1.5% 이하 및 Cr: 0.003 ~ 2.0%를 함유하는 냉연 강판을 Ac3 ~ Ac3 + 50℃ 온도로 가열한 후 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, (Ms - 100℃) ~ Bs (베이나이트 개시 온도) 범위에서 항온 유지함에 의해 가공 전 잔류 오스테나이트의 상분율이 10% 이상이고 오스테나이트 결정립의 길이가 단축으로 1 마이크론 이상이며, 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 내수소취하 특성을 갖는 초고강도 박강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 이 강종은 질소(N) 및 보론(B) 원소의 첨가없이 0.19% 이상의 탄소(C) 및 0.2% 이상의 실리콘(Si)을 함유한 전형적인 TRIP강 조성을 나타내며, 특허문헌 상에 기재된 실시예에서 보듯이 1470MPa 이상의 인장강도는 단지 고탄소(0.28%) 함유 또는 Ceq 값이 0.6 이상인 강종에서만 얻어지는 것으로 판단된다.
본 발명은 이러한 종래기술의 문제점 및 한계를 극복하기 위하여 개발된 것으로서, 낮은 함량의 탄소, 높은 함량의 망간 및 크롬을 함유한 강종이 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트로 구성된 다상 복합조직을 가지도록 하고 1.5GPa 이상의 인장강도를 가지면서 형상 불량이 적은 초고강도 강판의 제조방법을 제공하는데 그 주된 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 합금원소가 Si + Al + P/Mn ≤ 0.5, 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52의 관계식을 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 재가열한 후 마무리 압연기 출측에서의 온도가 Ar3 변태점 ~ 950℃가 되도록 열간압연한 후 400 ~ 700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 스트립을 산세 후 30 ~ 70%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및 상기 냉간압연된 스트립을 1 ~ 5℃/s 가열속도로 [(Ac3 - 90℃) ~ (Ac3 ± 15℃)]의 온도 범위까지 가열한 다음, 1 ~ 3℃/s의 냉각속도로 500 ~ 750℃의 온도 범위까지 1차 냉각하고, 3 ~ 50℃/s의 냉각속도로 [(Ms - 120) ~ 460℃]의 온도 범위까지 2차 냉각한 다음 6 ~ 500 sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하는 연속소둔 단계;를 포함한다.
상기한 방법으로 제조된 초고강도 냉연강판은, 강판의 조직 중에 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 85% 이상이고, 상기 베이나이트와 템프드 마르텐사이트 중 적어도 하나 이상이 40% 이상이며, 나머지는 페라이트 1 ~ 10%, 오스테나이트 1 ~ 5%로 구성된다.
또한, 상기 초고강도 냉연강판은 상기 마르텐사이트는 2㎛ 이하의 상 크기를 가지고, 상기 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 중 하나 이상이 6 ~ 12㎛의 상 크기를 가지도록 구성된다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 초고강도 용융아연도금강판의 제조방법은, 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 합금원소가 Si + Al + P/Mn ≤ 0.5, 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52의 관계식을 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 재가열한 후 마무리 압연기 출측에서의 온도가 Ar3 변태점 ~ 950℃가 되도록 열간압연한 후 400 ~ 700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 스트립을 산세 후 30 ~ 70%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 스트립을 1 ~ 5℃/s 가열속도로 [(Ac3 - 90℃) ~ (Ac3 ± 15℃)]의 온도 범위까지 가열한 다음, 1 ~ 3℃/s의 냉각속도로 500 ~ 750℃의 온도 범위까지 1차 냉각하고, 3 ~ 50℃/s의 냉각속도로 [(Ms - 120) ~ 460℃]의 온도 범위까지 2차 냉각한 다음 6 ~ 500 sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하는 연속소둔 단계; 및 상기 연속소둔된 스트립을 450 ~ 500℃로 가열된 용융아연 도금조에 연속 침지시켜 도금하는 단계;를 포함한다.
상기한 방법으로 제조된 초고강도 용융아연도금강판은, 강판의 조직 중에 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 90% 이상이고, 상기 베이나이트와 템프드 마르텐사이트 중 적어도 하나 이상이 40% 이상이며, 나머지는 페라이트 1 ~ 10%, 오스테나이트 1 ~ 5%로 구성된다.
또한, 상기 초고강도 용융아연도금강판은, 상기 마르텐사이트는 2㎛ 이하의 상 크기를 가지고, 상기 베이나이트 및 마르텐사이트 중 하나 이상이 5 ~ 11㎛의 상 크기를 가지도록 구성된다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 초고강도 합금화용융아연도금강판의 제조방법은, 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 합금원소가 Si + Al + P/Mn ≤ 0.5, 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52의 관계식을 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 재가열한 후 마무리 압연기 출측에서의 온도가 Ar3 변태점 ~ 950℃가 되도록 열간압연한 후 400 ~ 700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 스트립을 산세 후 30 ~ 70%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 스트립을 1 ~ 5℃/s 가열속도로 [(Ac3 - 90℃) ~ (Ac3 ± 15℃)]의 온도 범위까지 가열한 다음, 1 ~ 3℃/s의 냉각속도로 500 ~ 750℃의 온도 범위까지 1차 냉각하고, 3 ~ 50℃/s의 냉각속도로 [(Ms - 120) ~ 460℃]의 온도 범위까지 2차 냉각한 다음 6 ~ 500 sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하는 연속소둔 단계; 및 상기 연속소둔된 스트립을 450 ~ 500℃로 가열된 용융아연 도금조에 연속 침지시켜 도금한 다음 500 ~ 560℃로 가열한 후 냉각하는 단계;를 포함한다.
상기한 방법으로 제조된 본 발명의 초고강도 합금화용융아연도금강판은, 강판의 조직 중에 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 90% 이상이고, 상기 베이나이트와 템프드 마르텐사이트 중 적어도 하나 이상이 40% 이상이며, 나머지는 페라이트 1 ~ 10%, 오스테나이트 1 ~ 5%으로 구성된다.
또한, 상기 초고강도 합금화용융아연도금강판은, 상기 마르텐사이트는 2㎛ 이하의 상 크기를 가지고, 상기 베이나이트 및 마르텐사이트 중 하나 이상이 5 ~ 11㎛의 상 크기를 가지도록 구성된다.
상기와 같이 구성된 본 발명의 제조방법에 따르면, 인장강도 1.5Gpa 이상, 연신율 7% 이상의 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화용융아연도금강판을 제조할 수 있는 경제적 프로세스를 제공해 준다.
이러한 제조 프로세스에 제조된 냉연강판 등을 자동차용 구조부재 부품으로 사용할 경우 가공성이 우수할 뿐만 아니라 차체 경량화를 통해 연비 개선에 기여할 수 있다.
도 1은 본 발명의 재질 특성을 만족하는 범위를 나타낸 그래프.
도 2는 연속소둔 열처리시에 시험편의 온도 및 길이변화를 나타내는 그래프.
도 3은 본 발명에 따라 제조된 강판의 미세조직을 촬영한 사진.
이하에서 본 발명의 기술구성을 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 강판의 조성은, 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 각 원소의 기능 및 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.
탄소(C)는 0.10 ~ 0.27%로 제한한다. 강 중 C는 탄화물을 형성하거나 혹은 페라이트에 고용되어 강도를 증가시키는 원소이다. 그 함량이 0.10% 미만인 경우는 자동차 구조부재로서 본 발명에서 목표하는 강도의 확보가 어렵다. 반면에 0.27%를 초과하면 강판의 용접성 열화 및 타 합금원소 첨가량에 의존하여 가공성을 저하시킨다.
규소(Si)는 1.0% 이하로 제한한다. 강 중 Si는 페라이트 고용강화 및 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트 안정성을 높여 연신율을 증가시킨다. 적정 Mn을 함유하는 강에 첨가되면 제강시 개재물의 부상 분리에 효과적이다. 반면에 1.0%를 초과하면 Al 합금원소와 유사하게 용융아연 도금중에 강판 표면에 농화되어 강판의 도금성을 저해할 수 있다. 또한, 본 발명강의 적절한 성분 조합에서 과다한 Si의 첨가는 열연강도를 크게 증가시켜 열간압연 조업에 어려움을 초래할 수 있다.
망간(Mn)은 2.3 ~ 3.5%로 제한한다. 강 중 Mn은 페라이트 형성을 억제하며 오스테나이트 안정성을 높여 저온 변태상의 형성을 용이하게 함으로써 강도를 증가 시킨다. 그 함량이 2.3% 미만인 경우는 본 발명강이 목표하는 강도 확보가 어렵고, 이 경우 다른 합금원소를 다량으로 첨가하거나 연속소둔 시에 급냉 구간에서 빠른 냉각속도가 요구되므로 형상품질의 열화를 가져올 수 있다. 반면 3.5%를 초과하면 연주 슬라브 및 열연 강판의 내부 및/또는 외부에 편석대를 형성시켜 크랙의 발생과 전파를 유발해 강판의 최종품질을 저하시킬 수 있다.
크롬(Cr)은 2% 이하로 제한한다. 강 중 Cr은 오스테나이트의 변태를 억제함에 강의 소입성을 증가시키는데, 그 함량이 2.0%를 초과하면 느린 냉각속도에서 저온변태상의 형성을 용이하게 하여 강도를 증가시키는 반면에 연신율을 급격하게 감소시켜 가공성을 저하시킨다. 본 발명은 Cr과 다른 경화능 증가 원소의 함량을 적절하게 조합하여 강을 제조한 후에 연속소둔 열처리 조건을 제어하여 잔류 오스테나이트의 형성을 최소화하며, 가공성을 유지하는 범위 안에서 초고강도를 확보하는 것이다.
알루미늄(Al)은 1.0% 이하로 제한한다. 강 중 Al은 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있는 반면 소지철 조직 내에 잔류오스테나이트 상을 형성시켜 강도 및 연신율의 균형을 확보하는데 효과적이다. 그러나 그 함량이 1%를 초과하면 인장강도가 저하되어 강도 확보에 어려움이 있다.
인(P)은 0.02% 이하로 제한한다. 강 중 P는 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, P의 함량은 0.02% 이하로 가능한 한 낮게 유지한다.
황(S)은 0.01% 이하로 제한한다. 강 중 S는 MnS 비금속 개재물 및 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, S의 함량은 0.01% 이하로 가능한 한 낮게 유지한다.
질소(N)는 0.01% 이하로 제한한다. 강 중 N는 질화물 형성 원소이다. 강 중에 Cr 첨가량이 많아지면 강 중에 N의 함량도 증가되는 경향이 있다. 따라서 본 발명에서는 질소의 함량을 가능한 낮게 유지하되 그 함량을 0.01% 이하로 제한한다.
보론(B)은 0.005% 이하로 제한한다. 강 중 B는 강의 경화능을 증가시키는 원소이다. 적정한 함량이 첨가되면 페라이트 형성을 억제하여 경화능 증대에 효과적이지만 과다하게 함유되면 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성을 나쁘게 한다.
티타늄(Ti)은 0.004 ~ 0.03%로 제한한다. 강 중 Ti은 용강에 함유된 질소(N)와 반응하여 저온에서 형성하는 석출물의 함량 내지 분포를 변화시킬 수 있다. 그 함량이 0.004% 미만에서는 미세한 AlN 및/또는 BN 석출물의 과다 석출에 따른 주조 슬라브의 연성 감소를 초래하여 슬라브 품질을 저하시킨다. 반면에 그 함량이 0.03%를 초과하면 조대한 TiN 석출물의 형성에 따른 결정립 미세화 효과를 기대하기 어렵다.
몰리브덴(Mo)은 0.2% 이하로 제한한다. 강 중 Mo은 Cr과 유사하게 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 촉진하여 소입성을 증가시키는 원소이다. 따라서, 강도 증가에 효과적이지만 Cr보다 상대적으로 고가의 원소이므로 그 함량을 0.2% 이하로 제한한다.
니오븀(Nb)은 0.05% 이하로 제한한다. 강 중 Nb은 탄화물을 형성하여 고온에서 오스테나이트 결정립을 미세화하는 원소이다. 또한 페라이트에 고용되어 강도를 증가시킨다. 반면에 그 함량이 0.05%를 초과하면 과다한 NbC, (Ti,Nb)CN 등을 형성하여 연주 슬라브의 저온 취성을 유발할 수 있다.
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 이 밖에, 제선 및 제강 공정에서 여러 가지 성분 제어를 통해 Ni, Co, W, V, Sb 등이 포함될 수도 있다.
한편, 본 발명에 따르면 상기 합금원소가 다음 몇 가지 관계식을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
Si + Al + P/ Mn ≤ 0.5
[관계식 2]
5 ≤ C + 1.5 Mn + 2 Cr + Mo + B ≤ 12
[관계식 3]
C + Mn /20 + Si /30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52
먼저, 관계식 1은 본 발명에 따른 강종이 표면품질을 만족하기 위해 만족하여야 하는 성분 관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 상기 관계식 1에 의해 계산된 값이 0.5를 초과하면 Si, Al 등의 합금원소 함량이 상대적으로 높다는 것을 의미하고, 이들 합금원소들은 강판의 표면에 농화되어 용융도금 시에 도금성을 저하시키는 등 강판의 표면품질을 저하시킨다. 따라서, 상기 관계식 1에 의해 계산된 값은 0.5 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
상기 관계식 2는 본 발명에 따른 중요한 조성식 중에 하나로서, 본 발명에서 요구하는 기본 재질을 확보하기 위한 성분 관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 상기 관계식 2에 의해 계산된 값이 5보다 낮으면 강의 경화능이 저하되므로 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 저온변태조직의 상 분율이 저하되어 본 발명에서 요구하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 본 발명의 강종은 상대적으로 낮은 함량의 탄소 및 높은 함량의 망간 및 크롬의 성분계로 구성되나, 상기한 관계식 2를 만족하는 경우에는 원하는 강도 및 연신율을 확보할 수 있는 것이다. 반면, 상기 관계식 2에 의해 계산된 값이 12보다 높으면 강의 경화능이 과도하게 높아져 원하는 가공 성형성을 갖는 재질을 얻을 수 없다.
본 발명의 성분계를 만족하는 여러 가지 강종을 가지고 상기한 관계식 2를 계산해 본 결과, 도 1에서 보듯이 상기 관계식에 의해 계산된 값이 적어도 5 이상, 바람직하게는 6 ~ 7의 영역 내에서 베이나이트 + 템프드 마르텐사이트 + 마르텐사이트를 가진 안정적 재질의 강종이 얻어짐을 알 수 있었다.
상기 관계식 3은 본 발명에서 요구하는 점 용접성의 확보가 가능한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강 중 C, Mn, Si, P, S의 원소는 탄소 당량을 높이는 역할을 하며 잘 알려져 있는 바와 같이 탄소 당량이 높을수록 용접성은 열화된다. 본 발명의 강종이 사용될 때 주로 시공되는 용접방법 중 하나인 점 용접시 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설정하면 관계식 3과 같이 구성되는 것이다. 관계식 3에 의해 계산된 값이 0.52를 넘으면 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.
이하에서 상기와 같이 조성되는 강을 본 발명에 따라 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 냉연강판으로 제조하는 방법에 대하여 구체적으로 설명한다.
먼저, 상기 조성의 용강을 통상의 연주 방법으로 슬라브를 제조한다. 이 슬라브를 재가열한 후 조압연 및 마무리 압연을 차례로 실시한다. 마무리 압연시에 마무리 압연기 출측에서의 온도가 Ar3 변태점 ~ 950℃가 되도록 하는 것이 바람직하다. 최종 마무리 압연 온도가 Ar3 변태점 미만이 되면 2상역 압연으로 인해 혼립조직이 형성되어 최종 미세조직이 불균일해지고, 이로 인해 가공성이 열화될 수 있다. 또한, 최종 마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면 가공경화의 효과가 저하되어 후속하는 냉각 공정에서 마르텐사이트 함량이 저하되므로 원하는 재질 및 강도 확보가 어렵다.
상기 마무리 압연된 열간 스트립을 400 ~ 700℃에서 권취하고, 이 권취된 열간 스트립을 냉연 공정으로 이송하고, 산세 후 30 ~ 70%의 압하율로 냉간압연한다. 상기 권취온도 및 냉간압하율은 통상의 제어 인자를 고려하여 정해진 공정 조건이다.
냉간압연이 완료된 스트립을 본 발명의 재질 특성을 가지도록 다음과 같은 연속소둔 열처리를 실시한다. 즉, 1 ~ 5℃/s 가열속도로 [(Ac3 - 90℃) ~ (Ac3 ± 15℃)]의 온도 범위까지 가열한 다음, 1 ~ 3℃/s의 냉각속도로 500 ~ 750℃의 온도 범위까지 1차 냉각하고, 3 ~ 50℃/s의 냉각속도로 [(Ms - 120) ~ 460℃]의 온도 범위까지 2차 냉각한 다음 6 ~ 500 sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하는 단계로 구성된다.
상기 가열 공정은 Ac3 온도 부근까지 가열함으로서 냉간압연 과정에서 가공경화된 미세조직의 변형 에너지를 저감시켜 조직을 회복시키고 필요한 연성을 가지도록 해주는 열처리 과정이다.
상기 1차 냉각 공정은 CCT 상태도 상에서 펄라이트 생성 커브를 거치지 않고 냉각되도록 해주기 위한 열처리 과정이다. 이에 의해 베이나이트와 마르텐사이트의 주상 조직을 얻을 수 있다.
상기 2차 냉각 공정은 본 발명의 주상인 베이나이트 내지 마르텐사이트를 생성시키는 열처리 과정이다. 이 2차 냉각 조건은 본 발명에 따른 중요한 기술구성 중 하나로서 형상 불량을 방지하고 양호한 표면품질을 확보할 수 있도록 해줄 수 있는 제어 조건을 새로이 설정한 것이다.
도 2에는 2차 냉각시 제어 조건에 따른 시험편의 온도 및 길이 변화를 나타낸 것이다.
먼저, 50℃/s의 높은 냉각속도로 2차 냉각을 하는 때의 시험편의 온도 변화를 나타낸 그래프(①번 그래프)에서 보듯이 약 400℃ 이하에서부터 시편의 온도 감소율이 감소하는 구간(소위 온도구배 역전 구간)이 발생하게 된다. 이와 같이 온도구배 역전 구간이 발생하면 미세 조직상의 생성이 불균일하게 되어 형상 불량이 발생할 가능성이 높아진다. 다시 말해, 50℃/s의 냉각속도로 2차 냉각을 하는 때의 시험편의 길이 변화를 나타낸 그래프(② 그래프)에서 보듯이 약 560초 경과 후부터 마르텐사이트와 같은 저온변태 상이 생성되어 길이 변화가 증가하는 구간이 발생한다. 그러나, 이때 상기한 온도구배 역전 구간이 발생하게 되면 스트립의 표면온도가 변화되고 저온변태상의 생성이 불균일해져 형상 불량이 발생하는 것이다.
반면에, 10℃/s의 낮은 냉각속도로 2차 냉각을 하는 때의 시험편의 온도 변화를 나타낸 그래프(③번 그래프)에서 보듯이 냉각 구간 전체에 걸쳐서 온도구배 역전 구간이 발생되지 않는다. 이는 10℃/s의 냉각속도로 2차 냉각을 하는 때의 시험편의 길이 변화를 나타낸 그래프(④ 그래프)에서 보듯이 약 600초 경과 후부터 발생하는 저온변태 상의 생성이 매우 균일하게 일어날 수 있음을 의미한다.
본 발명에서는 상기한 시험 결과를 토대로 2차 냉각 공정에서의 냉각속도를 3 ~ 50℃/s로 설정한 것이다. 냉각속도가 3℃/s 보다 낮으면 마르텐사이트 변태가 완료되기 전에 펄라이트, 페라이트와 같은 제2 상이 생성될 수 있으며, 50℃ 보다 높으면 앞서 설명한 바와 같이 온도구배 역전 구간으로 인해 저온변태상이 생성될 때 형상 불량이 발생될 수 있다.
이와 같이, 2차 냉각된 스트립은 6 ~ 500 sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉함으로써 열처리가 완료된다. 항온변태로 유지하는 것은 TRIP 강의 제조시 열처리와 유사하며, 서냉 처리하는 것은 DP강과 같은 복합조직 강의 제조시 열처리와 유사한 것이다.
이러한 방법으로 제조된 본 발명의 초고강도 냉연강판은, 강판의 조직 중에 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 85% 이상이고, 상기 베이나이트와 템프드 마르텐사이트 중 적어도 하나 이상이 40% 이상이며, 나머지는 페라이트 1 ~ 10%, 오스테나이트 1 ~ 5%로 구성된다. 상기 미세조직에서 템프드 마르텐사이트는 열처리 단계 중 항온 유지 구간에서 이미 형성된 마르텐사이트 내에 과포화된 탄소 원자가 재분배함에 따라 베이나이트로 변태하는 과정에서 있는 천이 상이 존재하는 것으로 판단된다.
이와 같이 본 발명의 냉연강판은 주상인 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 높기 때문에 고강도를 나타낼 뿐만 아니라, 페라이트, 잔류 오스테나이트 조직이 포함된 복합 조직으로서 필요한 연신율을 확보할 수 있는 것이다.
또한, 상기 마르텐사이트는 2㎛ 이하의 상 크기를 가지고, 상기 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 중 하나 이상이 6 ~ 12㎛의 상 크기를 가진다. 연속소둔 공정에서 생성된 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 상은 나머지 마르텐사이트 상보다 결정립의 크기가 상대적으로 조대화되어 강도 및 연신율의 균형을 확보해 준다.
한편, 상기한 방법으로 연속소둔 처리된 냉연강판을 산세 공정 후에 450 ~ 500℃ 온도로 가열된 용융아연 도금조에 연속 침지시켜 초고강도 용융아연도금강판(GI)으로 제조할 수 있고, 450 ~ 500℃로 가열된 용융아연 도금조에 연속 침지시켜 도금을 한 다음 다시 500 ~ 560℃로 가열하여 냉각시킴으로써 초고강도 합금화용융아연도금강판(GA)으로 제조할 수 있다.
이러한 용융아연도금강판이나 합금화용융아연도금강판은, 강판의 조직 중에 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 90% 이상이고, 상기 베이나이트와 템프드 마르텐사이트 중 적어도 하나 이상이 40% 이상이며, 나머지는 페라이트 1 ~ 10%, 오스테나이트 1 ~ 5%으로 구성된다.
또한, 상기 마르텐사이트는 2㎛ 이하의 상 크기를 가지고, 상기 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 중 하나 이상이 5 ~ 11㎛의 상 크기를 가지는 것은 상기 냉연강판의 미세조직의 경우와 유사하다.
이하에서, 본 발명의 기술효과를 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.
강종 C Si Mn Cr Al P S N B Ti Mo Nb 관계식
2
발명강1 0.154 0.027 2.995 1.511 0.008 0.012 0.006 0.006 0.002 0.018 0.082 0.047 7.753
발명강2 0.160 0.031 2.896 1.205 0.004 0.011 0.007 0.006 0.002 0.013 0.100 0.029 7.016
발명강3 0.174 0.030 2.791 1.019 0.009 0.012 0.006 0.009 0.001 0.019 0.103 0.029 6.503
발명강4 0.168 0.041 3.025 1.017 0.008 0.012 0.004 0.004 0.002 0.017 0.020 0.031 6.762
발명강5 0.164 0.936 3.028 0.998 0.005 0.010 0.004 0.003 0.002 0.014 0.020 0.029 6.724
발명강6 0.169 0.014 2.907 1.030 0.011 0.019 0.006 0.004 0.002 0.015 0.021 0.031 6.612
비교강1 0.152 0.021 5.040 4.214 0.974 0.01 0.005 0.007 0.002 0.018 0.003 0.035 16.145
비교강2 0.141 0.001 2.690 0.256 0.016 0.011 0.001 0.004 0.002 0.020 0.240 0.048 4.930
비교강3 0.248 0.081 1.986 0.274 0.003 0.010 0.004 0.004 0.002 0.007 0.002 0.028 3.779
[관계식 2] 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12
Figure pat00001
위 표 1에서 보는 바와 같이, 본 발명에 따른 성분계와 관계식 2를 만족하는 강종(발명강 1 내지 6)과 본 발명의 성분계 또는 관계식을 만족하지 않은 강종(비교강1 내지 3)을 각각 준비하고, 표 2에 개시된 바와 같이 본 발명의 공정 조건에 맞추어 냉연강판을 각각 제조하였다. 본 실험에 사용된 상기 강종은 관계식 1, 3을 만족하도록 하였고, 위 제시된 공정 조건 이외의 조건은 본 발명의 범위에 준하여 실시하였다.
실험 결과, 발명강 1 내지 6을 사용하여 실시한 경우인 발명예 1 내지 7은 모두 1.5GPa 이상의 인장강도와 7% 이상의 연신율을 나타낼 뿐만 아니라 도금성 및 형상 측면에서도 우수한 품질을 나타내어 본 발명에서 목적으로 하는 자동차 구조부재용 초고강도 냉연강판으로 적합하게 사용될 수 있다. 특히, 발명예 6 및 7은 발명강 6을 사용하여 용융아연도금강판(GI), 합금화용융아연도금강판(GA)을 제조한 것인데, 이 또한 본 발명에서 요구하는 품질 규격을 모두 만족하였다.
도 2의 (a)는 발명예 5(냉연강판), (b)는 발명예 6(용융아연도금강판), (C)는 발명예 7(합금화용융아연도금강판)에 따라 제조된 강판의 미세조직 사진이며, 위쪽은 고배율에서 측정된 SEM 사진이고 아래쪽은 저배율에서 측정된 SEM 사진이다. 도 2에서 본 발명의 강판들은 베이나이트 + 템프드 마르텐사이트 + 마르텐사이트 주상에 오스테나이트, 페라이트 등이 일부 포함된 복합조직임을 확인할 수 있다.
한편, 비교예 1은 발명강 3을 사용하였으나, 연속소둔 열처리의 2차 냉각 공정에서 150℃/s의 냉각속도로 급냉(Quenching)시킨 것으로 상기 도 2를 참조로 설명한 온도구배 역전 구간 발생으로 인해 형상 불량이 발생하였다.
비교예 1은 크롬 함량이 매우 높은 비교강 1을 사용하여 제조한 것이어서 연신율이 매우 낮고, 비교예 2 내지 6은 관계식 2에 의해 계산된 값이 5 이하인 비교강 2 및 3을 사용하여 제조한 것이어서 인장강도가 1.5GPa 보다 낮아 3가지 모두가 자동차용 구조부재로 사용되기에 부적합하였다. 특히, 비교예 4 및 5는 비교강 2를 사용하여 2차 냉각 공정에서 평균 냉각속도를 증가시키고 최종 서냉 온도(냉각종점 온도)를 250℃ 이하로 하향함으로써 원하는 재질을 얻지 못하고 형상 또한 양호하지 못하였다.

Claims (9)

  1. 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 합금원소가 Si + Al + P/Mn ≤ 0.5, 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52의 관계식을 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 재가열한 후 마무리 압연기 출측에서의 온도가 Ar3 변태점 ~ 950℃가 되도록 열간압연한 후 400 ~ 700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 스트립을 산세 후 30 ~ 70%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및
    상기 냉간압연된 스트립을 1 ~ 5℃/s 가열속도로 [(Ac3 - 90℃) ~ (Ac3 ± 15℃)]의 온도 범위까지 가열한 다음, 1 ~ 3℃/s의 냉각속도로 500 ~ 750℃의 온도 범위까지 1차 냉각하고, 3 ~ 50℃/s의 냉각속도로 [(Ms - 120) ~ 460℃]의 온도 범위까지 2차 냉각한 다음 6 ~ 500 sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하는 연속소둔 단계;를 포함하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 강판의 제조방법.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 연속소둔 단계는, 상기 연속소둔된 스트립을 450 ~ 500℃로 가열된 용융아연 도금조에 연속 침지시켜 도금하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 강판의 제조방법.
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 용융아연 도금 단계는, 상기 도금된 스트립을 500 ~ 560℃로 가열한 후 냉각하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 강판의 제조방법.
  4. 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 합금원소가 Si + Al + P/Mn ≤ 0.5, 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52의 관계식을 만족하며, 강판의 조직 중에 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 85% 이상이고, 상기 베이나이트와 템프드 마르텐사이트 중 적어도 하나 이상이 40% 이상이며, 나머지는 페라이트 1 ~ 10%, 오스테나이트 1 ~ 5%인 것을 특징으로 하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 냉연강판.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 2㎛ 이하의 상 크기를 가지고, 상기 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 중 하나 이상이 6 ~ 12㎛의 상 크기를 가지는 것을 특징으로 하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 냉연강판.
  6. 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 합금원소가 Si + Al + P/Mn ≤ 0.5, 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52의 관계식을 만족하며, 강판의 조직 중에 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 90% 이상이고, 상기 베이나이트와 템프드 마르텐사이트 중 적어도 하나 이상이 40% 이상이며, 나머지는 페라이트 1 ~ 10%, 오스테나이트 1 ~ 5%인 것을 특징으로 하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 용융아연도금강판.
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 2㎛ 이하의 상 크기를 가지고, 상기 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 중 하나 이상이 5 ~ 11㎛의 상 크기를 가지는 것을 특징으로 하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 용융아연도금강판.
  8. 중량% C: 0.10 ~ 0.27%, Si: 0.001 ~ 1.0%, Mn: 2.3 ~ 3.5%, Al: 1.0% 이하, Cr: 2% 이하, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하, Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하, Nb: 0.05% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 합금원소가 Si + Al + P/Mn ≤ 0.5, 5 ≤ C + 1.5Mn + 2Cr + Mo + B ≤ 12 및 C + Mn/20 + Si/30 + 2*P + 4*S ≤ 0.52의 관계식을 만족하며, 강판의 조직 중에 베이나이트, 템프드 마르텐사이트 및 마르텐사이트의 총 분율이 90% 이상이고, 상기 베이나이트와 템프드 마르텐사이트 중 적어도 하나 이상이 40% 이상이며, 나머지는 페라이트 1 ~ 10%, 오스테나이트 1 ~ 5%인 것을 특징으로 하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 합금화용융아연도금강판.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 2㎛ 이하의 상 크기를 가지고, 상기 베이나이트 및 템프드 마르텐사이트 중 하나 이상이 5 ~ 11㎛의 상 크기를 가지는 것을 특징으로 하는 인장강도 1.5GPa급의 초고강도 합금화용융아연도금강판.
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Cited By (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101449134B1 (ko) * 2012-10-15 2014-10-08 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101467052B1 (ko) * 2012-10-31 2014-12-10 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR101586933B1 (ko) * 2014-07-30 2016-01-19 현대제철 주식회사 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조 방법
KR20160078570A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법
WO2017010741A1 (ko) * 2015-07-10 2017-01-19 주식회사 포스코 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2017111407A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20180099876A (ko) * 2016-02-10 2018-09-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2019125018A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2020067752A1 (ko) * 2018-09-28 2020-04-02 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR20200036759A (ko) * 2018-09-28 2020-04-07 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR20200075958A (ko) * 2018-12-18 2020-06-29 주식회사 포스코 가공특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021020787A1 (ko) * 2019-07-29 2021-02-04 주식회사 포스코 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20210014054A (ko) * 2019-07-29 2021-02-08 주식회사 포스코 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20210014055A (ko) * 2019-07-29 2021-02-08 주식회사 포스코 고강도 강판 및 이의 제조방법
CN114040988A (zh) * 2019-07-29 2022-02-11 Posco公司 高强度钢板及其制造方法
KR20220039234A (ko) * 2020-09-22 2022-03-29 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법
EP3556894B1 (en) 2016-12-19 2022-04-20 Posco Ultra-high strength steel sheet having excellent bendability and manufacturing method therefor
KR20220086202A (ko) * 2020-12-16 2022-06-23 주식회사 포스코 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판
WO2023027528A1 (ko) * 2021-08-26 2023-03-02 주식회사 포스코 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법
CN117305747A (zh) * 2022-06-22 2023-12-29 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢及其制造方法
WO2024080657A1 (ko) * 2022-10-13 2024-04-18 주식회사 포스코 강판 및 이의 제조방법
CN117926130A (zh) * 2024-01-26 2024-04-26 山东钢铁集团日照有限公司 一种1500MPa级贝氏体钢及其制备方法
CN118291856A (zh) * 2024-03-26 2024-07-05 首钢集团有限公司 一种高扩孔性的980MPa级热镀锌复相钢及制备方法
EP4257720A4 (en) * 2020-12-03 2024-12-18 POSCO Co., Ltd HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT BENDABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF
WO2025127556A1 (ko) * 2023-12-15 2025-06-19 주식회사 포스코 강판 및 이의 제조방법

Cited By (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101449134B1 (ko) * 2012-10-15 2014-10-08 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101467052B1 (ko) * 2012-10-31 2014-12-10 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR101586933B1 (ko) * 2014-07-30 2016-01-19 현대제철 주식회사 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조 방법
KR20160078570A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법
WO2017010741A1 (ko) * 2015-07-10 2017-01-19 주식회사 포스코 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
EP3395993A4 (en) * 2015-12-23 2018-10-31 Posco High yield ratio type high-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN108431280A (zh) * 2015-12-23 2018-08-21 Posco公司 高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法
CN108431280B (zh) * 2015-12-23 2020-05-12 Posco公司 高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法
US11104974B2 (en) 2015-12-23 2021-08-31 Posco High yield ratio type high-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
WO2017111407A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20180099876A (ko) * 2016-02-10 2018-09-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
US11111553B2 (en) 2016-02-10 2021-09-07 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
EP3556894B1 (en) 2016-12-19 2022-04-20 Posco Ultra-high strength steel sheet having excellent bendability and manufacturing method therefor
JP2021505769A (ja) * 2017-12-24 2021-02-18 ポスコＰｏｓｃｏ 超高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2019125018A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20190077203A (ko) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN111542631A (zh) * 2017-12-24 2020-08-14 Posco公司 超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN112752862A (zh) * 2018-09-28 2021-05-04 Posco公司 具有高扩孔性的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板及它们的制造方法
WO2020067752A1 (ko) * 2018-09-28 2020-04-02 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
US12522888B2 (en) 2018-09-28 2026-01-13 Posco Co., Ltd Method of manufacutring a high-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, and highstrength hot-dip galvanized steel sheet
US11753693B2 (en) 2018-09-28 2023-09-12 Posco Co., Ltd High-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, highstrength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor
KR20200036759A (ko) * 2018-09-28 2020-04-07 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN112752862B (zh) * 2018-09-28 2022-05-06 Posco公司 具有高扩孔性的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板及它们的制造方法
KR20200075958A (ko) * 2018-12-18 2020-06-29 주식회사 포스코 가공특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN114080463A (zh) * 2019-07-29 2022-02-22 Posco公司 高强度钢板及其制造方法
KR20210014055A (ko) * 2019-07-29 2021-02-08 주식회사 포스코 고강도 강판 및 이의 제조방법
CN114040988A (zh) * 2019-07-29 2022-02-11 Posco公司 高强度钢板及其制造方法
WO2021020787A1 (ko) * 2019-07-29 2021-02-04 주식회사 포스코 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20210014054A (ko) * 2019-07-29 2021-02-08 주식회사 포스코 고강도 강판 및 이의 제조방법
US12467108B2 (en) 2019-07-29 2025-11-11 Posco Co., Ltd High-strength steel sheet and manufacturing method thereof
US12305256B2 (en) 2019-07-29 2025-05-20 Posco Co., Ltd High-strength steel sheet and manufacturing method thereof
KR20220039234A (ko) * 2020-09-22 2022-03-29 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법
EP4257720A4 (en) * 2020-12-03 2024-12-18 POSCO Co., Ltd HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT BENDABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF
KR20220086202A (ko) * 2020-12-16 2022-06-23 주식회사 포스코 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판
WO2023027528A1 (ko) * 2021-08-26 2023-03-02 주식회사 포스코 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법
JP2024534112A (ja) * 2021-08-26 2024-09-18 ポスコ カンパニー リミテッド 優れた溶接性、強度及び成形性を有する冷延鋼板、並びにその製造方法
EP4394076A4 (en) * 2021-08-26 2024-11-20 POSCO Co., Ltd Cold rolled steel sheet having excellent weldability, strength, and formability, and method for manufacturing same
CN117305747A (zh) * 2022-06-22 2023-12-29 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢及其制造方法
WO2024080657A1 (ko) * 2022-10-13 2024-04-18 주식회사 포스코 강판 및 이의 제조방법
WO2025127556A1 (ko) * 2023-12-15 2025-06-19 주식회사 포스코 강판 및 이의 제조방법
CN117926130A (zh) * 2024-01-26 2024-04-26 山东钢铁集团日照有限公司 一种1500MPa级贝氏体钢及其制备方法
CN118291856A (zh) * 2024-03-26 2024-07-05 首钢集团有限公司 一种高扩孔性的980MPa级热镀锌复相钢及制备方法

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