KR20190075730A - 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

중량%로, C: 0.06 내지 0.15%. Mn: 1.5% 이하(0%를 제외함), P: 0.002 내지 0.03%, S: 0.01% 이하(0%를 제외함), N: 0.01% 이하(0%를 제외함), Si: 0.3% 이하(0%를 제외함), 산가용 Al: 0.01 내지 0.06%, Ti: 0.02 내지 0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판이 소개된다.
[식 1]
70 ≤ ([NA]/[NB])×100 ≤ 130
(식 1에서, [NA]는 제1직사각형 내에 존재하는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수를 의미하되, 상기 제1직사각형은 압연면 상에서, 장변이 압연방향(RD 방향)과 평행한 직사각형을 의미하며, [NB]는 상기 제1직사각형과 동일한 크기의 제2직사각형 내에 존재하는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수를 의미하되, 상기 제2직사각형은 압연면 상에서, 장변이 압연수직방향(TD 방향)과 평행한 직사각형을 의미한다.)

Description

방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 및 그 제조방법{LOW DEVIATION OF PROPERTY BY DIRECTION PRECIPITATIOM HARDENING STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}
도금표면특성이 우수한 석출경화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 구체적으로, 자동차의 구조부재로 적용될 수 있는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충격 안정성 규제가 강화되면서 차체의 내충격 특성 향상을 위하여 멤버(member), 빔(beam), 필라(pillar) 등의 구조부재에는 석출강화형 강판이 널리 이용되고 있다.
석출강화 방법은 고온에서 용체화처리를 행한 후 냉각 중 미세한 석출물들을 다수 형성시켜 석출물 주변의 응력장에 의해 강화되는 현상을 이용한 것으로 선출강화형 강판은 인장강도(Tensile Strength, TS) 대비 항복강도(Yield Strength, YS)가 높은, 즉 항복비(YS/TS)가 높은 것을 특징으로 하고 있다.
기존의 석출강화형 강판의 경우, 강 중 미세 석출물의 존재로 인해 항복비가 우수한 장점이 있으나 이들 미세 석출물의 분포가 일정치 않아 방향별 재질 균일성이 떨어지며, 이에 따라 가공성이 좋지 못하다는 문제가 있었다.
본 발명의 일 실시예는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판은 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%. Mn: 1.5% 이하(0%를 제외함), P: 0.002 내지 0.03%, S: 0.01% 이하(0%를 제외함), N: 0.01% 이하(0%를 제외함), Si: 0.3% 이하(0%를 제외함), 산가용 Al: 0.01 내지 0.06%, Ti: 0.02 내지 0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
70 ≤ ([NA]/[NB])×100 ≤ 130
(식 1에서, [NA]는 제1직사각형 내에 존재하는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수를 의미하되, 상기 제1직사각형은 압연면 상에서, 장변이 압연방향(RD 방향)과 평행한 직사각형을 의미하며, [NB]는 상기 제1직사각형과 동일한 크기의 제2직사각형 내에 존재하는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수를 의미하되, 상기 제2직사각형은 압연면 상에서, 장변이 압연수직방향(TD 방향)과 평행한 직사각형을 의미한다.)
중량%로, B: 0.003% 이하(0%를 제외함), Nb: 0.005 내지 0.1% 및 V: 0.005 내지 0.1% 중에서 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
압연면에 대해, 압연방향으로부터 각각 0°, 45°, 90° 방향에서 측정된 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이가 40MPa 이하일 수 있다.
면적당 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수는 30개/μm2 이상일 수 있다.
하기 식2를 만족할 수 있다.
[식 2]
1.50 ≤ ([C]-0.25×[Ti])/[P] ≤ 28.5
(식 2에서, [C], [Ti] 및 [P]는 각각 C, Ti 및 P의 함량(중량%)을 나타낸다.)
연성-취성 천이온도(Ductile Brittle Transition Temperature, DBTT)가 -50℃ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 제조방법은 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%. Mn: 1.5% 이하(0%를 제외함), P: 0.002 내지 0.03%, S: 0.01% 이하(0%를 제외함), N: 0.01% 이하(0%를 제외함), Si: 0.3% 이하(0%를 제외함), 산가용 Al: 0.01 내지 0.06%, Ti: 0.02 내지 0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 60 내지 200℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하고, 권취하는 단계; 상기 권취된 열연판을 40 내지 75%의 압하율 및 5 내지 20%의 최종 롤 압하비 조건으로 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 냉연판을 760 내지 850℃의 소둔온도로 소둔하는 단계; 및 상기 소둔된 냉연판을 상기 소둔온도로부터 (Ac1-50)℃까지 7℃/sec 이하(0℃/sec 제외)의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
상기 슬라브는, 중량%로, B: 0.003% 이하(0%를 포함함), Nb: 0.005 내지 0.1% 및 V: 0.005 내지 0.1% 중에서 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 권취하는 단계에서, 450 내지 700℃의 온도로 권취할 수 있다.
상기 냉연판을 소둔하는 단계에서, 소둔시간은 40초 이상일 수 있다.
본 발명에 따른 석출강화형 강판은 방향별 재질편차가 적어 자동차용 멤버류 등의 구조부재로 적용될 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 발명예 1의 투과전자현미경(transmission electron microscope, TEM) 사진이다.
도 2는 본 발명에 따른 석출경화형 강판의 모습을 도식화한 도면이다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 “포함하는”의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판은 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%. Mn: 1.5% 이하(0%를 제외함), P: 0.002 내지 0.03%, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, Si: 0.3% 이하, 산가용 Al: 0.01 내지 0.06%, Ti: 0.02 내지 0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
먼저, 하기에서는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판의 성분 한정 이유를 설명한다.
C: 0.06 내지 0.15%
탄소는 석출물 형성 원소로써 강의 강도 향상에 기여한다. 탄소의 함량이 지나치게 낮을 경우, 입계 강화에 필요한 적정 수준의 펄라이트(pearlite) 확보가 어려워 구멍 확장성이 열화될 우려가 있으며, 미세 Ti계 석출물이 충분히 얻어지지 않아 강도 및 항복비가 저하될 우려가 있다. 반면, 함량이 지나치게 높을 경우, 제강 연주 공정에서 개재물 편석대가 형성되어 브레이크 아웃(break out) 발생 가능성이 높아질 우려가 있다. 또한, 미석출된 다량의 고용 탄소가 Fe와 결합하여 입경이 3μm를 초과하는 조대한 펄라이트를 형성시켜 가공 시, 크랙 발생의 시발점이 될 가능성이 높아질 뿐 아니라 구멍확장성 및 용접성이 열화될 우려가 있다. 따라서 탄소의 함량을 0.06 내지 0.15%로 제어하며, 구체적으로, 0.07 내지 0.12%로 제어한다.
Mn: 1.5% 이하
망간은 고용강화 원소로써 강의 강도 향상에 기여할 뿐 아니라 강 중 S를 MnS로 석출시켜 열간압연 시, S에 의한 판파단 발생 및 고온 취화를 억제시키는 역할을 한다. 다만, 함량이 과다할 경우 강판의 압연 방향으로 Mn밴드가 형성되어 가공 크랙이 발생할 우려가 있다. 따라서 망간의 함량을 1.5% 이하로 제어하며, 구체적으로, 1.4% 이하로 제어한다. 한편, 망간 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나 적정 강도 확보 측면에서 구체적으로, 0.1%로 한정할 수 있다.
P: 0.005 내지 0.3%
인은 성형성을 크게 해치지 않으면서도 강의 강도를 향상시키는데 가장 유리한 원소이다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 취성파괴 발생 가능성을 현저히 높여 열간압연 시, 슬라브의 판파단 발생 가능성이 높아질 뿐 아니라 입계 편석에 의해 연성-취성 천이온도가 증가하여 저온 취성이 열화될 우려가 있다. 따라서 인의 함량을 0.005 내지 0.3%로 제어하며, 구체적으로, 0.006 내지 0.28%로 제어한다.
S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하
황 및 질소는 강 중 존재하는 불가피한 불순물로서 우수한 용접 특성을 위해서는 그 함량을 가능한 한 낮게 제어할 수 있다. 따라서 황 및 질소의 함량을 각각 0.01% 이하로 제어하며, 구체적으로, 각각 0.009% 이하로 제어한다.
Si: 0.3% 이하
실리콘은 고용 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여하나 의도적으로 첨가하지는 않는다. 한편, 그 함량이 과다할 경우, 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면 특성이 저하될 우려가 있다. 따라서 실리콘의 함량을 0.3% 이하로 제어하며, 구체적으로, 0.25% 이하로 제어한다.
산가용 Al: 0.01 내지 0.06%
산가용 알루미늄은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소이다. 만약, 그 함량이 지나치게 낮을 경우, 통상의 안정된 상태로 킬드(killed) 강 제조가 어려우며, 반면, 그 함량이 과다할 경우, 결정립 미세화 효과로 인해 강의 강도 향상에는 유리하나 제강 연주 조업 시, 개재물 과다 형성으로 인한 도금강판 표면 불량 발생 가능성이 증가할 뿐 아니라 제조 원가 상승을 가져오게 된다. 따라서 산가용 알루미늄의 함량을 0.01 내지 0.06%로 제어한다.
Ti: 0.02 내지 0.1%%
티타늄은 열간압연 중 고용 탄소와 반응하여 Ti계 석출물을 석출시켜 강의 강도 향상에 크게 기여하는 원소이다. 만약, 그 함량이 지나치게 낮을 경우, 적정 강도 확보가 어려울 수 있으며, TiC 석출물이 함량이 적어지고, 그 분포도도 균일하게 형성하지 못하여 재질 편차가 높아지는 경향이 있을 수 있다. 반면, 함량이 지나치게 높을 경우, 제강 연주 공정에서 주편 크랙 발생 가능성이 높아지고, 제조원가도 상승할 뿐 아니라 도금 표면 특성을 저해할 수 있다.
구체적으로, 티타늄 함량이 0.02% 이상에서도 강화효과에 유용한 Ti계 석출물을 조직 내에 상당히 석출시키고, Ti계 석출물 분포가 균일하게 분포하여 티타늄 함량의 하한을 0.02%로 조절하였다.
따라서 티타늄의 함량을 0.02 내지 0.1%로 제어하며, 구체적으로, 0.03 내지 0.08%로 제어한다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니며, 특히 강판의 기계적 물성을 보다 향상시키기 위하여 아래와 같은 성분을 추가로 포함할 수 있다.
B: 0.003% 이하(0%를 포함함)
보론은 강 중 P에 의한 2차 가공 취성을 억제 한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강판의 연성 저하를 수반할 수 있으므로 보론의 함량을 0.003% 이하로 제어하며, 구체적으로, 0.002% 이하로 제어한다.
보다 구체적으로, 보론의 함량이 낮을수록 도금강판의 소지철과 도금층의 도금 박리 현상이 나타나지 않음을 실험을 통해 밝혀 냈다.
특별히 2차 가공 취성에 문제가 없는 한 보론을 전혀 첨가하지 않을 수도 있다. 이러한 현상은 소둔 중에 강판 표면으로 B계 산화물이 표면으로 용출되어 소지철과 도금층의 밀착성을 열위시키는 역할이 있음을 그 이유로 한다.
Nb: 0.005 내지 0.1%, V: 0.005 내지 0.1%
니오븀 및 바나듐은 티타늄과 마찬가지로 석출 강화에 의해 강의 강도 향상에 기여한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 경제성이 저하될 뿐 아니라, 연성 저하를 수반할 수 있다. 따라서 니오븀 및 바나듐의 함량을 각각 0.005 내지 0.1%로 제어한다.
하기에서는 석출경화형 강판의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출강화형 강판은 페라이트(ferrite) 및 펄라이트(pearlite)의 복합조직을 가지며, 구체적으로, 페라이트(ferrite)를 기지로 하고, 펄라이트(pearlite)를 면적분율로 2 내지 20% 포함할 수 있다. 만약, 펄라이트의 면적분율이 2% 미만일 경우, 구멍확장성 확보에 어려움이 있을 수 있으며, 반면, 20 %를 초과할 경우, 가공 시, 크랙 발생의 시발점이 될 가능성이 높고, 표면 형상 및 도금 특성에 악영향을 미치게 될 우려가 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판은 하기 식 1을 만족한다. 즉, ([NA]/[NB])100이 70 내지 130의 값을 가진다. 식 1을 통해 강판의 압연방향에 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물이 고르게 분포된 정도와 압연수직방향에 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물이 고르게 분포된 정도를 비를 통해 나타냄으로써 방향별 재질이 균일함을 나타낼 수 있다. ([NA]/[NB])×100이 100에 가까울수록 강판의 재질편차가 적은 것으로 볼 수 있다.
따라서 ([NA]/[NB])×100이 70 내지 130을 벗어날 경우, 방향별 재질편차가 높아져 가공 시, 크랙이 발생하거나 구멍확장성이 현저히 열화될 수 있다. 식 1을 만족하도록 함으로써 구멍확장성(Hole Expansion Ratio, HER)을 50% 이상으로 확보할 수 있으며, 방향별 항복강도 재질편차(JIS 5호 시험편으로 압연방향으로부터 각각 0°, 45°, 90° 방향에서 인장시험을 하여 항복강도를 측정하였을 때, 이들 중에서 최대값과 최소값의 차이)가 40MPa 이하로 관리되어 우수한 가공성을 확보할 수 있다.
[식 1]
70 ≤ ([NA]/[NB])×100 ≤ 130
(식 1에서, [NA]는 제1직사각형 내에 존재하는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수를 의미하되, 상기 제1직사각형은 압연면 상에서, 장변이 압연방향(RD 방향)과 평행한 직사각형을 의미하며, [NB]는 상기 제1직사각형과 동일한 크기의 제2직사각형 내에 존재하는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수를 의미하되, 상기 제2직사각형은 압연면 상에서, 장변이 압연수직방향(TD 방향)과 평행한 직사각형을 의미한다.)
[NA]에서의 제1직사각형과 [NB]에서의 제2직사각형에 대한 설명은 도 2를 참고로 하여 설명하기로 한다. 구체적으로, 제1직사각형은 도 2에서 A로 표시되는 직사각형으로서, 단변과 장변의 비가 1: 3 내지 1:5인 직사각형을 의미할 수 있다. 보다 구체적으로, 200mm×50mm의 직사각형으로서, 강판의 압연면 상에서 장변인 200mm가 압연방향과 평행할 수 있다.
제2직사각형은 도 2에서 B로 표시되는 직사각형으로서, 단변과 장변의 비가 1: 3 내지 1:5인 직사각형을 의미할 수 있다. 보다 구체적으로, 제1직사각형과 동일한 크기인 200mm×50mm의 직사각형으로서, 강판의 압연면 상에서 장변인 200mm가 압연수직방향과 평행할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판은 하기 식 2를 만족할 수 있다. 즉, ([C]-0.25×[Ti])/[P]이 1.50 내지 28.5의 값을 가질 수 있다.
결정립계에 편석되는 P 성분을 최소화함으로써 저온 취성 특성을 향상시키기 위함이다. 특히, 결정립계 편석 정도에 있어 C와 P는 서로 경쟁 관계에 있기 때문에 C를 가능한 한 결정립계에 많이 편석시키고자 하였다. 만약, ([C]-0.25×[Ti])/[P]이 1.5 미만일 경우, 결정립계에 P 성분이 다량 편석되어 DBTT(연성-취성 천이온도) 특성이 열화될 우려가 있으며, 반면, 28.5를 초과할 경우, 강 중 고용 탄소 함량이 지나치게 높아 연성이 급격하게 저하될 우려가 있다. 식 2를 만족하도록 함으로써 연성-취성 천이온도(Ductile Brittle Transition Temperature, DBTT)가 -50℃ 이하로 관리될 수 있으며, 이에 따라 우수한 저온 취성 특성을 확보할 수 있다.
[식 2]
1.50 ≤ ([C]-0.25×[Ti])/[P] ≤ 28.5
(식 2에서, [C], [Ti] 및 [P]는 각각 C, Ti 및 P의 함량(중량%)를 나타낸다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판은 원상당 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물을 30개/μm2 이상 포함할 수 있다.
Ti계 석출물이란 TiC 단독 석출물 또는 (Ti,Nb)C 복합 석출물을 의미할 수 있다.
하기에서는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물을 미세 Ti계 석출물로 정의하며, 직경이 10nm를 초과하는 Ti계 석출물을 조대한 Ti계 석출물로 정의한다.
강중 상기와 같은 미세 Ti계 석출물을 다수 형성시킬 경우, 외부 충격에 대한 국부적인 응력집중이 억제되어 강판의 내충격 특성이 향상되게 된다.
한편, 단위면적 당 미세 Ti계 석출물 개수가 많을수록 내충격 특성이 보다 향상되기 때문에 면적당 석출물 개수의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
미세 Ti계 석출물은 페라이트 결정립내 뿐만 아니라 페라이트 결정립계에도 형성될 수 있는데 이 중 페라이트 결정립내에 형성되는 미세 Ti계 석출물의 면적이 클수록 강판의 내충격 특성이 보다 향상된다. 이는 결정립내에 존재하는 탄화물이 가공 시, 전위의 진행을 현저히 방해하여 항복강도가 인장강도 대비 빠르게 진행되기 때문이다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판은 하기 식 3을 만족할 수 있다. 즉, {Tin/(Tgb+Tin)}×100이 85 이상일 수 있다.
식 3을 만족하도록 함으로써 강판의 항복비(YS/TS)를 0.75 이상으로 확보할 수 있다. 여기서, 항복강도(Yield Strength, YS) 및 인장강도(Tensile Strength, TS)는 JIS 5호 시험편으로 압연방향에 대한 직각방향을 기준으로 인장시험을 하여 측정할 수 있다.
[식 3]
85 ≤ {Tin/(Tgb+Tin)}×100
(식 3에서, Tin는 페라이트 결정립내에 존재하는 Ti계 석출물의 총면적이며, Tgb는 페라이트 결정립계에 존재하는 Ti계 석출물의 총면적을 나타낸다.)
이상에서 설명한 본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 일 실시예로서 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 제조방법
본 발명의 일 실시예에 의한 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 제조방법은 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%. Mn: 1.5% 이하(0%를 제외함), P: 0.002 내지 0.03%, S: 0.01% 이하(0%를 제외함), N: 0.01% 이하(0%를 제외함), Si: 0.3% 이하(0%를 제외함), 산가용 Al: 0.01 내지 0.06%, Ti: 0.02 내지 0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계, 열연판을 60 내지 200℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하고, 권취하는 단계, 권취된 열연판을 40 내지 75%의 압하율 및 5 내지 20%의 최종 롤 압하비 조건으로 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계, 냉연판을 760 내지 850℃의 소둔온도로 소둔하는 단계 및 소둔된 냉연판을 소둔온도로부터 (Ac1-50)℃까지 7℃/sec 이하(0℃/sec 제외)의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 슬라브를 마무리 압연온도가 Ar3℃ 이상이 되도록 열간압연하여 열연판을 얻는다. 이와 같이 오스테나이트 단상역에서 열간압연을 수행하는 까닭은 조직의 균일성을 증가시키기 위함이다. Ar3℃는 냉각 시의 A3 변태점 온도를 나타내는 것으로서 A3℃ 보다 낮은 온도로 형성된다.
다음으로, 열연판을 권취한다. 미세 Ti계 석출물 석출에 의한 강도 향상 효과를 극대화하기 위해서는 저온 권취를 수행할 수 있으나 권취온도가 지나치게 낮을 경우, 미세 Ti계 석출물이 페라이트 결정립내가 아닌 페라이트 결정립계에 우선적으로 석출되어 강판의 항복비가 저하될 수 있을 뿐 아니라 강판의 미세조직으로 펄라이트가 아닌 베이나이트가 형성되어 구멍확장성이 열화될 수 있다.
반면, 권취온도가 지나치게 높을 경우, Ti계 석출물이 조대화되고, 페라이트 결정립계에 다량의 Ti계 석출물이 석출되어 목표하는 강도 확보가 어려울 수 있으며, 조대한 펄라이트가 형성되어 구멍확장성이 열화될 수 있다.
더욱이, 고온 권취에 의해 형성된 조대 Ti계 석출물은 후속 공정인 소둔 공정 중 재용해가 어려워 방향별로 석출되는 정도가 달라지며, 이에 따라 강판의 재질 균일성이 열화될 수 있다.
이외에도, 페라이트 결정립계에 석출된 다량의 Ti계 석출물로 인해 고용 탄소가 잔존할 수 있는 자리(site)가 적어 소둔 시, 고용 P가 입계에 석출되는 현상이 나타나 DBTT 특성이 열화될 수 있다. 이를 고려할 때, 권취온도는 450℃ 이상, 580℃ 이하일 수 있다. 구체적으로, 480℃ 이상, 560℃ 이하일 수 있다.
구체적으로, 열간 마무리 압연온도로부터 권취온도까지의 평균 냉각속도는 60 내지 200℃/sec일 수 있다. 만약, 평균 냉각속도가 60℃/sec 미만일 경우, 페라이트 내 석출물 크기가 조대화되어 본 발명에서 목적하는 석출경화 특성이 나타나지 않을 우려가 있으며, 반면, 200℃/sec를 초과할 경우, 과도한 냉각으로 인해 열연판의 온도가 불균해질 우려가 있을 뿐 아니라 일부 베이나이트 조직이 생성되어 재질편차가 커질 우려가 있다.
상기한 이유를 근거로 열간 마무리 압연온도로부터 권취온도까지의 평균 냉각속도를 제어함으로써 다량의 미세 Ti계 석출물을 형성시키되, 압연방향 및 압연수직방향에 대해 고르게 미세 Ti계 석출물이 분포되도록 할 수 있다. 이에 따라 방향별 항복강도 재질편차(JIS 5호 시험편으로 압연방향으로부터 각각 0°, 45°, 90° 방향에서 인장시험을 하여 항복강도를 측정하였을 때, 이들 중에서 최대값과 최소값의 차이)가 40MPa 이하로 관리되어 우수한 가공성을 확보할 수 있다.
다음으로, 권취된 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 얻는다. 이때, 냉간 압하율은 40 내지 75%일 수 있다. 만약, 냉간 압하율이 40% 미만일 경우, 결정립 핵생성 사이트가 적어 재결정 소둔 시, Ti계 석출물이 조대화될 뿐만 아니라 페라이트 결정립계에 다량의 Ti계 석출물이 석출될 수 있다. 반면, 75%를 초과할 경우, 압연 부하가 야기될 뿐 아니라, 판파단 발생 가능성이 높아지게 된다.
또한, 냉간 압연 시, 최종 롤 압하비는 5 내지 20%일 수 있다. 최종 롤 압하비를 상기와 같은 범위로 제어하는 이유는 열연 후, 입계에 편석된 펄라이트를 강 중 미세하게 분산시켜 소둔 과정에서 고용 탄소의 입계 편석 정도를 높이기 위함으로, 만약, 최종 롤 압하비가 5% 미만일 경우, 최종적으로 열연 공정에서 형성된 미세 펄라이트를 쉽게 파쇄하지 못하여 최종적으로 소둔 중 고용 탄소의 입계 편석 정도가 낮아 DBTT 특성이 열화될 수 있으며, 반면, 20%를 초과할 경우, 압연 부하로 인해 냉간 압연 중 판파단 발생의 우려가 있다.
다음으로, 냉연판을 연속 소둔한다. 이때, 소둔온도는 760 내지 850℃일 수 있다. 소둔온도가 760℃ 미만일 경우, 완전한 재결정이 일어나지 않아 폭방향 재질편차가 증가하는 문제가 있다. 반면, 850℃를 초과할 경우, 석출물이 조대화되고, 이에 따라 직경 10nm 이하의 미세한 Ti계 석출물의 분산이 어려워진다. 또한, 결정립이 급격히 성장하여 목표하는 강도 확보가 곤란하고, 고온 소둔에 따른 판형상 불량 가능성이 높아지는 문제가 있다.
구체적으로, 790 내지 850℃일 수 있다. 790℃ 이상에서 소둔하여 열연에서 일부 석출된 미세한 Ti계 석출물을 재용해시켜 소둔 후, 냉각 시에 직경 10nm 이하의 미세한 Ti계 석출물로 재석출하는 것을 유도하고, 소둔판 방향별 석출 정도를 가능한 균일하게 하여 최종 소둔판의 항복강도 재질 편차가 감소되도록 설계한다.
항복강도 편차를 특별히 관리하는 것은 석출강화강의 경우, 자동차 부품의 적용이 내충격용 소재로서 항복강도의 의미가 높기 때문이다. 결국 고온에서 소둔 할수록 열연에서 석출된 보다 조대한 Ti계 석출물들의 일부가 재용해되어 소둔 후 냉각 시, 미세하게 재석출하여 방향별 재질편차를 낮게 관리할 수 있기 때문이다.
한편, 소둔시간, 즉 소둔온도에서의 유지 시간은 40초 이상 확보할 수 있다. 열연 시, 기 석출된 Ti계 석출물은 고온 소둔 시, 일부가 재용해 되는데 만약 소둔시간이 40초 미만일 경우, 입내에서 입계로 확산할 충분한 시간적 여유가 없어 P 성분이 입계에 편석될 확률이 증가하게 되며, 결과적으로 DBTT 특성이 열화된다. 한편, 소둔시간이 질수록 입계 C 편석 정도가 증가하여 DBTT 특성에 유리하므로 소둔시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
다음으로, 연속 소둔된 냉연판을 냉각하여 석출경화형 강판을 얻는다. 이때, 소둔온도로부터 (Ac1-50)℃까지의 평균 냉각속도는 7℃/sec 이하(0℃/sec 제외)일 수 있고, 구체적으로, 5℃/sec 이하(0℃/sec 제외)일 수 있다. 이는 가능한 한 고온에서 미세한 Ti계 석출물을 많이 생성시키고, 냉각 시, 잔류하는 고용 탄소가 펄라이트 혹은 세멘타이트(Fe3C)로 석출되는 것을 최대한 억제하기 위함이다. 만약, 평균 냉각속도가 7℃/sec를 초과할 경우, 충분한 미세 Ti계 석출물이 생성되지 않고, 다량의 펄라이트 혹은 세멘타이트가 형성되어 방향별 재질편차가 커질 우려가 있다. 한편, Ac1℃는 가열 시의 A1 변태점 온도를 나타내는 것으로서 A1℃ 보다 높은 온도로 형성된다. 하기 식 4에 의해 계산할 수 있다.
[식 4]
Ac1(℃) =
723-(10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W])
(식 4에서, [Mn], [Ni], [Si], [Cr], [As] 및 [W]은 각각 Mn, Ni, Si, Cr, As 및 W의 함량(중량%)를 나타낸다.)
다음으로, 필요에 따라 석출경화형 강판의 표면에 용융 아연 도금을 실시하여 용융 아연 도금강판을 얻거나 용융 아연 도금 실시 후 합금화 열처리 하여 합금화 용융 아연 도금강판을 얻을 수 있다.
이하 본 발명의 구체적인 실시예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 구체적인 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
하기 표 1의 합금조성을 갖는 슬라브를 마무리 압연온도 890℃로 열간압연한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 권취, 냉간압연, 연속 소둔 및 냉각하여 냉연판을 제조하였다. 상기 제조된 냉연판에 대하여 탄화물 분포, 미세조직 및 기계적 물성 등을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
미세 Ti계 석출물의 분포 및 면적은 TEM을 이용한 이미지 분석을 통해 구하였으며, 펄라이트 면적분율은 SEM을 이용한 이미지 분석을 통해 구하였다. 도 1은 발명예 1의 TEM(Transmission Electron Microscope) 이미지이다.
방향별 항복강도 재질편차(YS)는 JIS 5호 시편을 이용하여 0°, 45°, 90° 방향에서 인장시험을 하여 항복강도의 최대값과 최소값의 차이에 의해 구하였다. 연성-취성 천이온도(DBTT)는 KS B 0809의 규정에 따라 시험편을 제작하고, 시험편 중간에 V-notch를 내어 각 시험온도에서 10분간 유지한 후, 충격시험을 하여 측정하였다. 연성 파면율 100%가 되는 온도에서의 흡수 에너지의 1/2의 값이 나타난 온도를 천이온도로 취하였다.
한편, 도금 박리성 평가는 Sealer Bending Test(SBT)를 이용하여 도금층 표면에 밀착성이 우수한 접착재를 붙힌 후, 90° 벤딩하여 그 탈착층이 소지철과 도금층 사이에 분리가 되지 않고 접착재와 도금층 사이에서 분리가 되면 SBT 평가 결과가 우수하다고 평가했다.
강종 합금 성분(중량%) Q
C Mn P S N Si Ti Nb B Sol.Al 기타
발명강1 0.08 0.2 0.008 0.0046 0.0043 0.15 0.06 - 0.0015 0.035 - 8.1
발명강2 0.09 0.4 0.021 0.0056 0.0032 0.22 0.06 - 0.0013 0.032 V:0.02 3.6
발명강3 0.09 0.8 0.018 0.0085 0.0066 0.23 0.07 0.01 - 0.038 - 4.0
발명강4 0.10 1.1 0.025 0.0038 0.0031 0.21 0.08 - - 0.028 - 3.2
발명강5 0.11 1.3 0.024 0.0045 0.0042 0.18 0.05 0.007 0.0008 0.031 - 4.0
비교강1 0.04 2.2 0.025 0.0062 0.0041 0.22 - - - 0.041 - 1.6
비교강2 0.08 2.5 0.015 0.0048 0.0023 0.08 - - 0.0023 0.04 Mo:0.2 5.3
강종 권취 냉간압연 소둔 냉각 구분
온도
(℃)		 평균냉각 속도
(℃/sec)		 압하율(%) 최종롤압하비(%) 온도
(℃)		 시간
(sec)		 평균냉각 속도
(℃/sec)
발명강1 482 65 62 7.2 782 45 3.8 발명예1
482 79 62 7.2 782 43 7.5 비교예1
563 75 58 7.5 835 43 4.9 발명예2
563 68 58 7.5 835 42 7.2 비교예2
560 44 59 7.5 834 45 4.5 비교예3
발명강2 642 82 62 6.8 783 56 1.2 발명예3
742 129 62 5.9 861 55 4.6 비교예4
620 56 58 7.5 835 43 4.9 비교예5
발명강3 580 126 63 5.9 775 57 3.8 발명예4
563 85 36 2.3 803 51 3.7 비교예6
583 52 63 5.8 770 55 3.8 비교예7
발명강4 580 81 61 10.2 841 48 4.2 발명예5
620 95 81 26 741 49 5.0 비교예8
발명강5 642 96 61 11.3 792 48 4.8 발명예6
620 75 71 9.6 830 68 7.1 비교예9
비교강1 685 98 62 10.3 793 55 4.7 비교예10
비교강2 656 89 63 10.5 840 55 4.2 비교예11
강종 미세조직 Ti계 석출물 기계적 물성 구분
P 분율
(면적%)		 NP 개수밀도
(개/μm2)		 T YS편차
(MPa)		 항복비
(YS/TS)		 DBTT
(℃)		 HER
(%)		 SBT
평가
발명강1 11.2 88 45 88 18 0.81 -60 62 보통 발명예1
10.6 135 23 92 43 0.72 -70 52 보통 비교예1
12.8 85 51 87 17 0.80 -50 58 보통 발명예2
11.5 64 19 95 49 0.68 -65 55 미흡 비교예2
11.0 132 29 88 48 0.69 -60 62 보통 비교예3
발명강2 13.2 82 53 112 32 0.81 -55 56 보통 발명예3
14.3 65 55 62 51 0.71 -45 46 미흡 비교예4
13.5 137 28 112 46 0.68 -55 56 보통 비교예5
발명강3 13.5 78 72 86 25 0.77 -55 57 우수 발명예4
12.5 152 76 84 43 0.73 -60 36 우수 비교예6
13.2 140 25 86 50 0.72 -55 55 우수 비교예7
발명강4 15.2 95 101 86 21 0.81 -60 76 우수 발명예5
14.3 145 121 65 52 0.72 -65 36 보통 비교예8
발명강5 13.8 95 123 86 32 0.79 -65 55 보통 발명예6
10.5 68 27 87 67 0.72 -52 52 보통 비교예9
비교강1 0.3 - 2.5 - 62 0.65 -25 14 보통 비교예10
비교강2 0.2 - 1.5 - 58 0.62 -35 16 미흡 비교예11
상기 표 1에서 Q는 식 2에서 정의되는 ([C]-0.25×[Ti])/[P]를 의미한다.
상기 표 2에서 NP는 식 1에서 정의되는 ([NA]/[NB])×100를 의미한다.
[NA]의 제1직사각형은 200mm×50mm의 직사각형으로서, 강판의 압연면 상에서 장변인 200mm가 압연방향과 평행한 직사각형 내에서 관찰하였다. [NB]의 제2직사각형은 [NA]의 직사각형과 동일한 크기인 200mm×50mm의 직사각형으로서, 강판의 압연면 상에서 장변인 200mm가 압연수직방향과 평행한 직사각형 내에서 관찰하였다.
T는 식 3에서 정의되는 {Tin/(Tgb+Tin)}×100을 의미한다. 냉각 단계에서의 평균 냉각 속도는 각 시편의 소둔 온도로부터 (Ac1-50)가 되는 온도까지의 평균 냉각 속도를 의미한다.
상기 표 3에서 미세조직 중 P란 "펄라이트(pearlite)"를 의미하며, 모든 발명예의 펄라이트 외 잔부 조직은 페라이트(ferrite)로 구성된다. Ti계 석출물의 개수 밀도는 직경 10nm 이하의 미세 Ti계 석출물의 개수 밀도를 의미한다. YS편차는 압연면에 대해, 압연방향으로부터 각각 0°, 45°, 90° 방향에서 측정된 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이를 의미한다.
또한, SBT평가결과는 우수, 보통, 미흡으로 상대평가를 나타낸 것이다.
상기 표 1 내지 3를 참조하면, 발명예 1 내지 발명예 6은 모두 열연판을 60 내지 200℃/sec의 평균 냉각속도의 범위를 만족하며, 압하율 및 최종 롤 압하비 조건, 소둔온도 및 소둔 후, 평균 냉각속도를 모두 만족하므로 상기의 식 1을 만족하고, 0.75 이상의 고항복비, 50% 이상의 우수한 구멍확장성(HER), -50℃ 이하의 연성-취성 천이온도(DBTT)를 가지며, 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이가 40MPa 이하를 만족함을 알 수 있다.
반면, 비교예 3, 비교예 5 및 비교예 7은 모두 열간 압연 이후, 60 내지 200℃/sec의 평균 냉각속도의 범위를 만족하지 못하여 상기의 식 1 및 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이가 40MPa 이하를 만족하지 못한다.
비교예 1, 비교예 2 및 비교예 9는 소둔 후, 평균 냉각속도를 만족하지 못하므로 충분한 미세 Ti계 석출물이 생성되지 않고, 다량의 펄라이트 혹은 세멘타이트가 형성되어 방향별 재질편차가 커지게 되어 식 1 및 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이가 40MPa 이하를 만족하지 못한다. 항복비도 우수하지 못하다.
비교예 4는 소둔온도를 만족하지 못하므로 석출물이 조대화되고, 결정립이 급격히 성장하여 목표하는 강도 확보가 곤란해져 식 1 및 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이가 40MPa 이하를 만족하지 못한다. 항복비도 우수하지 못하다.
비교예 6은 압하율 및 최종 롤 압하비를 만족하지 못하므로 석출물이 조대화되고, 결정립이 급격히 성장하여 목표하는 강도 확보가 곤란해져 식 1 및 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이가 40MPa 이하를 만족하지 못한다. 항복비도 우수하지 못하다.
비교예 8은 소둔온도, 압하율 및 최종 롤 압하비를 만족하지 못하므로 석출물이 조대화되고, 결정립이 급격히 성장하여 목표하는 강도 확보가 곤란해져 식 1 및 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이가 40MPa 이하를 만족하지 못한다. 항복비도 우수하지 못하다. 또한, 구멍 확장성이 우수하지 못하다.
비교예 10 및 비교예 11은 Mn 또는 C 함량이 지나치게 높아, 소둔 후 페라이트 및 펄라이트 복합조직이 형성되지 않고, 페라이트 조직 내 미세한 마르텐사이트 조직이 형성되어 항복비가 낮게 나타났다.
본 발명은 상기 구현예 및/또는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현예 및/또는 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%. Mn: 1.5% 이하(0%를 제외함), P: 0.002 내지 0.03%, S: 0.01% 이하(0%를 제외함), N: 0.01% 이하(0%를 제외함), Si: 0.3% 이하(0%를 제외함), 산가용 Al: 0.01 내지 0.06%, Ti: 0.02 내지 0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1을 만족하는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판.
    [식 1]
    70 ≤ ([NA]/[NB])×100 ≤ 130
    (식 1에서,
    [NA]는 제1직사각형 내에 존재하는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수를 의미하되, 상기 제1직사각형은 압연면 상에서, 장변이 압연방향(RD 방향)과 평행한 직사각형을 의미하며,
    [NB]는 상기 제1직사각형과 동일한 크기의 제2직사각형 내에 존재하는 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수를 의미하되, 상기 제2직사각형은 압연면 상에서, 장변이 압연수직방향(TD 방향)과 평행한 직사각형을 의미한다.)
  2. 제1항에 있어서,
    중량%로, B: 0.003% 이하(0%를 제외함), Nb: 0.005 내지 0.1% 및 V: 0.005 내지 0.1% 중에서 1종 이상을 더 포함하는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    압연면에 대해, 압연방향으로부터 각각 0°, 45°, 90° 방향에서 측정된 항복강도 중에서 최대값과 최소값의 차이가 40MPa 이하인 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    면적당 직경 10nm 이하의 Ti계 석출물의 개수는 30개/μm2 이상인 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    하기 식2를 만족하는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판.
    [식 2]
    1.50 ≤ ([C]-0.25×[Ti])/[P] ≤ 28.5
    (식 2에서, [C], [Ti] 및 [P]는 각각 C, Ti 및 P의 함량(중량%)을 나타낸다.)
  6. 제1항에 있어서,
    연성-취성 천이온도(Ductile Brittle Transition Temperature, DBTT)가 -50℃ 이하인 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판.
  7. 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%. Mn: 1.5% 이하(0%를 제외함), P: 0.002 내지 0.03%, S: 0.01% 이하(0%를 제외함), N: 0.01% 이하(0%를 제외함), Si: 0.3% 이하(0%를 제외함), 산가용 Al: 0.01 내지 0.06%, Ti: 0.02 내지 0.1%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 60 내지 200℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하고, 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연판을 40 내지 75%의 압하율 및 5 내지 20%의 최종 롤 압하비 조건으로 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계;
    상기 냉연판을 760 내지 850℃의 소둔온도로 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔된 냉연판을 상기 소둔온도로부터 (Ac1-50)℃까지 7℃/sec 이하(0℃/sec 제외)의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브는,
    중량%로, B: 0.003% 이하(0%를 제외함), Nb: 0.005 내지 0.1% 및 V: 0.005 내지 0.1% 중에서 1종 이상을 더 포함하는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 권취하는 단계에서,
    450 내지 700℃의 온도로 권취하는 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 냉연판을 소둔하는 단계에서,
    소둔시간은 40초 이상인 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 제조방법.
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Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112126851B (zh) * 2020-08-30 2021-11-02 五矿营口中板有限责任公司 超快冷模式下高Ti微Al易焊接低合金结构钢及其制造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
KR100957967B1 (ko) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 항복강도 이방성 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101180593B1 (ko) * 2010-06-30 2012-09-06 현대하이스코 주식회사 석출경화형 고강도 합금화용융아연도금강판 제조 방법
KR101518588B1 (ko) * 2013-10-01 2015-05-07 주식회사 포스코 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
KR101674751B1 (ko) * 2013-12-20 2016-11-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102255823B1 (ko) * 2019-12-11 2021-05-26 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고항복비형 강판 및 그 제조방법

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