KR20200075991A - 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20200075991A
KR20200075991A KR1020180164379A KR20180164379A KR20200075991A KR 20200075991 A KR20200075991 A KR 20200075991A KR 1020180164379 A KR1020180164379 A KR 1020180164379A KR 20180164379 A KR20180164379 A KR 20180164379A KR 20200075991 A KR20200075991 A KR 20200075991A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
less
excluding
rolled steel
hot
Prior art date
Application number
KR1020180164379A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102153197B1 (ko
Inventor
서창효
안연상
류주현
이규영
홍원표
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 KR1020180164379A priority Critical patent/KR102153197B1/ko
Priority to US16/520,935 priority patent/US10941467B2/en
Priority to CN202410040707.9A priority patent/CN117604392A/zh
Priority to PCT/KR2019/017858 priority patent/WO2020130560A1/ko
Priority to CN201980084779.0A priority patent/CN113242912B/zh
Priority to EP19900137.1A priority patent/EP3901299A1/en
Priority to JP2021534703A priority patent/JP2022513964A/ja
Publication of KR20200075991A publication Critical patent/KR20200075991A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102153197B1 publication Critical patent/KR102153197B1/ko
Priority to JP2023127018A priority patent/JP2023153941A/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/04—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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0은 제외), 망간(Mn): 1.7~2.7%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0은 제외), 인(P): 0.1% 이하(0은 제외), 황(S): 0.01% 이하(0은 제외), 타이타늄(Ti): 0.001~0.04%, 니오비윰(Nb): 0.001~0.04%, 질소(N): 0.01% 이하(0은 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 두께 1/4t 지점의 기지조직 내 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 함량이 하기 관계식 1 을 만족하며, 미세조직이, 면적%로, 페라이트10~70%, 베이나이트와 잔류 오스테나이트가 합계로 10~50%, 잔부는 후레시 마르텐사이트로 구성되며, 전체 후레쉬 마르텐사이트(Mt) 분율과 베이나이트에 인접해 있는 후레쉬 마르텐사이트(Mb) 분율의 비(Mb/Mt)가 60% 이상인 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] ([Si]+[C]×3)/([Mn]+[Mo]+[Cr]) ≥ 0.18
(여기서, [Si], [C], [Mn], [Mo], [Cr] 은 각각 냉연강판 두께 1/4t 지점에서의 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 중량%이다.)

Description

가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법{COLD ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT FORMABILITY, GALVANIZED STEEL SHEET, AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 주로 자동차 구조부재용으로 사용되는 인장강도 980MPa급 이상의 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 980MPa이상의 고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 사용량이 증대하고 있다. 특히, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확대되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다.
통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 그러나, 상기 방법 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 590MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어렵다는 단점이 있다.
석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 상기 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점을 가지고 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 되므로 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.
또한, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 혹은 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러 가지가 개발되어 왔다.
하지만 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연신율이 감소하게 됨으로써 성형가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로, 강도가 점차 고강도화되면서 자동차 부품을 프레스 성형하는 과정에서 크랙이나 주름이 발생하여 복잡한 부품을 제조하는데 한계에 도달하고 있다.
상기 고장력 강판에서 가공성을 향상시킨 종래기술로는 특허문헌 1 에 개시된 발명을 들 수 있다. 특허문헌 1 에는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 이루어진 강판으로서, 가공성을 향상시키기 위해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시킨 고장력 강판의 제조방법이 개시되어 있다. 그러나 특허문헌 1 의 기술은 양호한 미세한 Cu 입자를 석출시키기 위하여 Cu 함량을 2~5%로 과다하게 첨가함으로써 Cu에 기인한 적열 취성이 발생할 수 있으며, 또한 제조비용이 과다하게 상승하는 문제점이 있다.
한편, 특허문헌 2 는 페라이트(ferrite)를 기지조직으로 하고, 퍼얼라이트(pearlite) 2~10 면적%를 포함하는 미세조직을 가지며, Nb, Ti, V 등과 같은 탄질화물 형성원소의 첨가를 통한 석출 강화 및 결정립 미세화에 의해 강도를 향상시킨 석출강화형 강판을 제시하고 있다. 그러나 특허문헌 2 의 석출강화형 강판은 구멍확장성은 양호하나 인장강도를 높이는데 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레스 성형 시 크랙이 발생하는 문제점이 있다.
또한 특허문헌 3 의 경우에는 템퍼드 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻으며 연속소둔후의 판형상도 뛰어난 냉연강판의 제조방법을 제공하고 있다. 그러나 특허문헌 3 의 냉연강판은 탄소가 0.2% 이상으로 높아서 용접성의 열위와 Si 다량 함유에 기인한 로내 덴트가 발생할 수 있는 문제점이 있다.
일본 특허공개공보 제2005-264176호 한국 특허공개공보 제2015-0073844호 일본 특허공개공보 제2010-090432호
본 발명은 고강도이면서도 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0은 제외), 망간(Mn): 1.7~2.7%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0은 제외), 인(P): 0.1% 이하(0은 제외), 황(S): 0.01% 이하(0은 제외), 타이타늄(Ti): 0.001~0.04%, 니오비윰(Nb): 0.001~0.04%, 질소(N): 0.01% 이하(0은 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 두께 1/4t 지점의 기지조직 내 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 함량이 하기 관계식 1 을 만족하며, 미세조직이, 면적%로, 페라이트 10~70%, 베이나이트와 잔류 오스테나이트가 합계로 10~50%, 잔부는 후레시 마르텐사이트로 구성되며, 전체 후레쉬 마르텐사이트(Mt) 분율과 베이나이트에 인접해 있는 후레쉬 마르텐사이트(Mb) 분율의 비(Mb/Mt)가 60% 이상인 가공성이 우수한 냉연강판이다.
[관계식 1] ([Si]+[C]×3)/([Mn]+[Mo]+[Cr]) ≥ 0.18
(여기서, [Si], [C], [Mn], [Mo], [Cr] 은 각각 냉연강판 두께 1/4t 지점에서의 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 중량%이다.)
상기 냉연강판은 중량%로, 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하 (0은 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0은 제외)를 더 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은 전체 후레쉬 마르텐사이트(Mt) 분율과 평균입도 3㎛ 이하의 미세한 후레쉬 마르텐사이트(Ms) 분율의 비(Ms/Mt)가 60% 이상일 수 있다.
상기 냉연강판은 각각 4~6%의 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n), 연성(El), 인장강도(TS), 항복비(YR)가 하기 관계식 2 를 만족할 수 있다.
[관계식 2] n×El×TS/YR ≥ 2500
(여기서, n, El, TS, YR 은 각각 4~6%의 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n), 연성(El), 인장강도(TS), 항복비(YR)이다.)
본 발명의 다른 일 측면은 상기 냉연강판의 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 용융아연도금강판이다.
본 발명의 다른 일 측면은 상기 냉연강판의 표면에 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있는 합금화 용융아연도금강판이다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0은 제외), 망간(Mn): 1.7~2.7%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0은 제외), 인(P): 0.1% 이하(0은 제외), 황(S): 0.01% 이하(0은 제외), 타이타늄(Ti): 0.001~0.04%, 니오비윰(Nb): 0.001~0.04%, 질소(N): 0.01% 이하(0은 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열한 후 마무리 압연 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간압연하는 단계; 상기 열간압연하는 단계 후 400~700℃에서 권취한 후, 권취온도에서 상온까지 0.1℃/s 이하의 평균냉각속도로 냉각하여 열연강판을 얻는 단계; 권취된 상기 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 소둔온도 범위에서 소둔하는 단계; 소둔된 냉연강판을 상기 소둔온도로부터 630~670℃의 1차 냉각 종료온도까지 10℃/s 이하의 평균냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 종료온도로부터 400~500℃의 2차 냉각 종료온도 범위까지 급냉설비를 이용하여 5℃/s 이상의 평균냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각 이후 2차 냉각 종료온도에서 70초 이상 유지하는 단계; 및 상기 유지 후 상기 유지온도로부터 Ms~100℃ 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균냉각속도로 3차 냉각하는 단계;를 포함하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법이다.
상기 강 슬라브는 중량%로, 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하 (0은 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0은 제외)를 더 포함할 수 있다.
상기 연속소둔은 760~820℃의 온도범위에서 실시될 수 있다.
상기 3차 냉각 이후 1% 미만의 조질압연을 수행하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은 상술한 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법에 있어서, 상기 유지하는 단계 이후 상기 3차 냉각하기 전에, 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금처리하는 단계를 더 포함하는 가공성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법이다.
본 발명의 다른 일 측면은 상술한 가공성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법에 있어서, 용융아연도금처리하는 단계 이후 상기 3차 냉각 전에, 합금화 열처리를 실시하는 단계를 더 포함하는 가공성이 우수한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법이다.
본 발명에 의하면, 강판의 합금조성과 제조공정을 최적화함으로써, DP강의 특성인 낮은 항복비를 만족하면서, DP강 대비 연성(El) 및 가공경화지수(n)가 우수한 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.
본 발명에 따른 냉연강판 및 용융아연도금강판을 이용하면 프레스 성형 시 발생하는 크랙이나 주름들과 같은 가공결함을 방지할 수 있고, 이로써 가공성을 크게 요구하는 복잡한 형상을 갖는 자동차용 구조용 부품에 다양하게 이용될 수 있으며, 아울러 재질 및 도금 특성을 일시에 확보할 수 있는 이점이 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1 은 관계식 1 ((Si+C×3)/(Mn+Mo+Cr))에 따른, 전체 후레쉬 마르텐사이트에 대한 베이나이트에 인접해 있는 후레쉬 마르텐사이트의 점유비(Mb/Mt)의 변화를 나타낸 것이다.
도 2 는 상기 점유비(Mb/Mt)에 따른, 전체 후레쉬 마르텐사이트에 대한 평균입도 3㎛ 이하의 미세한 후레쉬 마르텐사이트의 점유비(Ms/Mt)의 변화를 나타낸 것이다.
도 3 은 상기 점유비(Mb/Mt)에 따른, 관계식 2 (n×El×TS/YR)의 변화를 나타낸 것이다.
도 4 는 상기 점유비(Ms/Mt)에 따른, 관계식 2 (n×El×TS/YR)의 변화를 나타낸 것이다.
여기서 사용되는 전문용어는 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 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 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.
본 발명자들은 고강도강의 가공성을 향상시키기 위한 한가지 관점으로서, 변태강화형 고강도강중 가장 널리 사용되고 있는 DP강의 특성과 같이 저항복비(YR)를 만족하면서 DP강 대비 연성(El) 및 가공경화지수(n)를 향상시킬 수 있다면, 프레스 성형시 발생하는 크랙이나 주름들과 같은 가공 결함을 방지할 수 있어 복잡한 부품에 고강도강의 적용을 확대시킬 수 있다는 점에 주목하였다.
이에 대해 좀 더 깊이 연구한 결과, 본 발명자들은 냉연강판 또는 용융아연도금강판의 최종 미세조직에 소량의 베이나이트를 도입하고, 상기 베이나이트에 인접한 주변에 후레쉬 마르텐사이트를 형성시킬 경우, 상기 후레시 마르텐사이트가 균일하게 분산되고 그 크기 또한 크게 미세화됨으로써, 성형 초기에 변형을 효과적으로 분산시킬 수 있어 가공경화율이 크게 향상되는 것을 발견하였다. 또한 이와 같은 미세조직을 구비하면 국부적인 응력 집중이 완화되어 보이드(void)의 핵생성, 성장 및 합체가 지연됨으로써, 연성이 크게 향상될 수 있다는 점을 실험을 통해 확인하고, 이 실험결과에 기초하여 본 발명을 완성하였다.
이하 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판에 대하여 자세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소를 함량을 나타낼 때 특별히 달리 정하지 아니하는 한, 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다. 또한, 결정이나 조직의 비율은 특별히 달리 표현하지 아니하는 한 면적을 기준으로 한다.
먼저 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 냉연강판의 성분계에 대해 설명한다. 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0은 제외), 망간(Mn): 1.7~2.7%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0은 제외), 황(S): 0.01% 이하(0은 제외), 타이타늄(Ti): 0.001~0.04%, 니오비윰(Nb): 0.001~0.04%, 질소(N): 0.01% 이하(0은 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
탄소(C): 0.06~0.15%
강 중 탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. C 는 고강도화를 도모하고 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. C 함량이 증가하게 되면 강 중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 하지만 그 양이 0.15%를 초과하면 마르텐사이트의 강도는 높아지나 탄소농도가 낮은 페라이트와의 강도차이가 증가하게 되며, 이러한 강도차이로 인해 응력부가 시 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생할 수 있어 연성과 가공경화율이 저하된다. 또한 용접성이 열위하여 부품 가공 시 용접결함이 발생할 수 있다. 반면에 C 함량이 0.06%이하로 낮아지면 원하는 강도를 확보하기 매우 어려울 수 있다. 따라서 본 발명에서 C 함량은 0.06~0.15%로 제한하는 것이 바람직하며, 경우에 따라서는 0.06~0.12%로 제한할 수 있다.
실리콘(Si): 1.2% 이하(0은 제외)
상기 실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로, 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. 또한 고용강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높여 상간경도차를 줄이는데 효과적이며, 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 하지만, Si 함량이 1.2% 를 초과하게 되면 표면 스케일결함을 유발하여 도금 표면품질이 열위되고, 또한 화성 처리성이 저하될 수 있다. 따라서 본 발명에서 Si 함량은 1.2% 이하(0은 제외)로 제한하는 것이 바람직하며, 경우에 따라서는 1.0% 이하(0은 제외)로 제한할 수 있다.
망간(Mn): 1.7~2.7%
망간(Mn)은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키며 강 중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이다. 또한 Mn 은 복합조직강에서 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 상기 효과를 얻고 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 위해서는 Mn 함량이 1.7% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면 Mn 함량이 2.7%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높고, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정하고, 조직 내 Mn 산화물의 띠(Mn-Band)가 형성되어 가공 크랙 및 판파단 발생 위험이 높아지는 문제가 있다. 또한, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성이 크게 저해되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.7~2.7%로 제한하는 것이 바람직하며, 경우에 따라서는 1.8~2.5%로 제한할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0은 제외)
몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트의 미세화 및 강도 향상을 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Mo는 강의 경화능을 향상시켜 마르텐사이트를 결정입계(grain boundary)에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능한 장점이 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조상 불리해지는 문제가 있으므로, 그 함량이 적절히 제어하는 것이 바람직하다. 상술한 효과를 얻기 위하여 최대 0.15%로 첨가하는 것이 바람직하며, 만일 상기 Mo의 함량이 0.15%를 초과하게 되면 합금원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어지고, 지나친 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과로 인해 오히려 강의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 Mo 함량은 0.15% 이하(0은 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 1.0% 이하(0은 제외)
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가되는 성분이며, 마르텐사이트 형성에 매우 중요한 역할을 하는 원소로 강도 상승 대비 연신율 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에도 유리하다. 특히 Cr 은 열간압연 과정에서 Cr23C6과 같은 Cr계 탄화물을 형성하는데, 이 탄화물은 소둔과정에서 일부는 용해되고, 일부는 용해되지 않고 남아, 냉각 후 마르텐사이트 내 고용 C 량을 적정수준 이하로 제어할 수 있어서 항복점 연신(YP-El) 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 원소이다. 하지만, Cr 함량이 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과도한 열연강도 증가로 냉간압연성이 열화는 문제가 있다. 또한 Cr계 탄화물의 분율이 높아지고 조대화되어 소둔 후 마르텐사이트 크기도 조대화되므로써 연신율 저하를 초래하는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 Cr 함량은 1.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%를 제외한다.
인(P): 0.1% 이하(0은 제외)
강 중 인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 원소로서 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 해지지 않으면서 강도 확보에 가장 유리한 원소이다. 하지만, 과잉 첨가할 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판파단 발생 가능성 및 도금표면 특성을 저해하는 원소로 작용하는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서는 P 함량을 최대 0.1%로 제어하며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.01% 이하(0은 제외)
황(S)은 강 중에 불가피하게 첨가되는 불순물 원소로서 연성 및 용접성을 저하하는 원소이므로 가능한 한 낮게 관리하는 것이 중요하다. 특히, 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
타이타늄(Ti): 0.001~0.04%, 니오비윰(Nb): 0.001~0.04%
강 중 타이타늄(Ti) 및 니오비윰(Nb)은 강판의 강도 상승 및 나노 석출물 형성에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 이들 원소를 첨가하게 되면 탄소와 결합하여 매우 미세한 나노 석출물을 형성하며, 이러한 나노 석출물은 기지조직을 강화시켜 상간의 경도차이를 감소시키는 역할을 한다. 상기 Ti 및 Nb의 함량이 각각 0.001% 미만인 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 각각 0.04%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 Ti 및 Nb 함량을 각각 0.001~0.04%로 제한하는 것이 바람직하며, 경우에 따라서는 Ti 및 Nb 함량을 각각 0.001~0.03%로 제한할 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하(0은 제외)
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 0.01%를 초과하는 경우 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있다. 또한 AlN 형성 등으로 인해 연주 시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가되므로 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
보론(B): 0.01% 이하(0은 제외)
보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고, 마르텐사이트 형성을 촉진하는 경화능 원소이다. 하지만, 그 함량이 0.01% 를 초과하면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로 그 함량을 0.01% 이하로 제어하며, 이때 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 냉연강판은 상술한 성분들 이외에 추가로 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하 (0은 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0은 제외)를 더 포함할 수 있다.
알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하 (0은 제외)
산가용 알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로 Si 과 유사하게 페라이트 안정화 원소로, 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 또한 베이나이트 영역에서 유지 시 베이나이트 내 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시켜 강판의 연성을 향상시키는데 유용한 원소이다. 하지만, sol.Al 함량이 1.0%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과로 강도 상승에는 유리한 반면 제강 연주 조업 시 개재물의 과다 형성으로 도금강판 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 sol.Al 의 함량을 1.0%로 제어하는 것이 바람직하다.
안티몬(Sb): 0.05% 이하(0은 제외)
안티몬(Sb)은 결정립계에 분포하여 Mn, Si, Al 등 산화성 원소의 결정립계를 통한 확산을 지연시키는 원소로서, 산화물의 표면 농화를 억제하고 또한 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다. 하지만, 그 함량이 0.05% 를 넘게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용 및 가공성이 열위해지기 때문에 그 함량을 0.05% 이하로 제한한다. 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
상기 언급된 합금원소 이외에 나머지는 철(Fe) 성분이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주의 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에, 그 모든 내용을 상세히 언급하지 않는다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 냉연강판은 두께 1/4t 지점의 기지조직 내 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 함량이 하기 관계식 1 을 만족할 수 있다.
[관계식 1] ([Si]+[C]×3)/([Mn]+[Mo]+[Cr]) ≥ 0.18
(여기서, [Si], [C], [Mn], [Mo], [Cr] 은 각각 냉연강판 두께 1/4t 지점에서의 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 중량%이다.)
본 발명의 목적인 DP강의 특성인 낮은 항복비를 만족시키면서 동시에 기존 DP 강 대비 가공경화율과 연성을 향상시키기 위해서는 조직 및 성분의 제어가 필수적이며, 먼저 미세조직에 소량의 베이나이트를 도입하는 것이 중요하다. 이러한 베이나이트는 페라이트와 마르텐사이트의 상간 경도차를 줄여주며, 미세한 나노 사이즈의 석출물을 페라이트 내 석출시킴으로써 추가적인 상간 경도차를 줄여줄 수 있다.
Si 는 페라이트 안정화 원소로 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. C 또한 미변태 오스테나이트에 C 농축을 조장함으로써, 마르텐사이트 형성 및 분율 조정에 기여하는 원소이다. 반면 Mn, Mo, Cr은 경화능 향상에 기여하는 원소이기는 하나 Si, C 처럼 오스테나이트 내 C 농축에 기여하는 효과가 상대적으로 낮다. 따라서 Si, C 과 기타 경화능 원소 Mn, Mo, Cr의 비율을 잘 조정하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 관계식 1 을 통해 이들 성분의 적정비율을 제어하였다.
또한 두께 1/4t 지점의 기지조직 내 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 성분에 관한 관계식 1 을 0.18 이상으로 제어하고, 열연 및 소둔 조업조건을 최적화할 경우, 미세조직 내에 소량의 베이나이트를 도입할 수 있는 동시에 후레쉬 마르텐사이트를 베이나이트 내부 또는 인접한 주변에 형성시킬 수 있다. 여기서 베이나이트의 인접한 주변이라 함은, 베이나이트 상의 경계로부터 1㎛ 이내의 영역으로 정의할 수 있다. 도 1 에서 볼 수 있는 바와 같이 상기 관계식 1 의 값이 0.18 이상일 경우 미세조직 내 전체 후레쉬 마르텐사이트 중 베이나이트에 인접한 후레쉬 마르텐사이트의 점유비(Mb/Mt, 이하 '점유비(Mb/Mt)' 또는 '비(Mb/Mt)'라고도 함)를 60% 이상으로 확보 할 수 있다. 또한 이에 따라 전체 후레쉬 마르텐사이트 중 3㎛ 이하의 미세한 후레쉬 마르텐사이트의 점유비(Ms/Mt, 이하 '점유비(Ms/Mt)' 또는 '비(Ms/Mt)'라고도 함)를 60% 이상으로 형성시킬 수 있다.
한편 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은 미세조직이 면적%로, 페라이트 10~70%, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 합계로 10~50%, 잔부는 후레시 마르텐사이트로 구성될 수 있다. 페라이트 조직이 10% 미만이면 연신율 확보가 어렵고, 그 분율이 70% 를 초과하면 충분한 강도 확보가 어려운 문제가 있다. 또한 전체 후레쉬 마르텐사이트(Mt) 분율과 베이나이트에 인접해 있는 후레쉬 마르텐사이트(Mb) 분율의 비(Mb/Mt)가 60% 이상일 수 있으며, 전체 후레쉬 마르텐사이트(Mt) 분율과 평균입도 3㎛ 이하의 미세한 후레쉬 마르텐사이트(Ms) 분율의 비(Ms/Mt)가 60% 이상일 수 있다. 여기서 전체 후레쉬 마르텐사이트(Mt) 분율은 강재의 미세조직에서 차지하는 후레쉬 마르텐사이트의 전체 분율로 정의할 수 있으며, 베이나이트에 인접해 있는 후레쉬 마르텐사이트(Mb) 분율은 베이나이트로부터 1㎛ 거리 이내의 영역에 존재하는 후레쉬 마르텐사이트의 분율로 정의할 수 있다.
상술한 바와 같이 관계식 1 을 0.18 이상으로 제어하고, 본 발명의 제조방법에 따라 열연 및 소둔 조업조건을 최적화할 경우, 도 1 에 나타낸 바와 같이 전체 후레쉬 마르텐사이트 중 베이나이트에 인접한 후레쉬 마르텐사이트의 점유비(Mb/Mt)를 60% 이상으로 확보할 수 있다. 그리고 도 2 에 나타낸 바와 같이 점유비(Mb/Mt)가 60% 이상일 경우, 3㎛ 이하의 미세한 후레쉬 마르텐사이트가 전체 후레쉬 마르텐사이트 중 60% 이상의 점유비(Ms/Mt)로 형성되어, 상을 미세하고 균일하게 분산시킬 수 있고, 이를 통해 가공성을 저하시키는 마르텐사이트 밴드의 형성을 억제할 수 있다. 하지만, 만일 점유비(Mb/Mt)가 60% 미만으로 형성되면 점유비(Ms/Mt)가 60% 미만으로 낮아지게 되며, 이로 인해 미세한 후레쉬 마르텐사이트의 분산효과가 사라지고, 마르텐사이트 밴드 조직을 형성하게 되면서 미세한 후레쉬 마르텐사이트의 분산효과가 사라지게 되다.
상술한 바와 같이 점유비(Mb/Mt)를 60% 이상, 점유비(Ms/Mt)를 60% 이상으로 정밀 제어한 복합조직은 각각의 상들이 미세하고 균일하게 분산되어 있고 상간 경도차가 감소되어, 소성변형 초기 단계의 낮은 응력에서 변형이 시작되어 항복비가 낮아지고, 변형을 효과적으로 분산시킴으로써 가공경화율이 높은 특성을 나타내게 된다. 또한 이러한 미세조직 변화는 네킹(necking) 이후의 국부적인 응력 및 변형의 집중을 완화시켜 연성파괴를 일으키는 보이드(void)의 생성 및 성장, 합체를 지연시키기 때문에 강재의 연성이 향상되는 효과가 있다. 결과적으로 도 3 에 나타낸 바와 같이, 점유비(Mb/Mt)를 60% 이상 그리고 점유비(Ms/Mt)를 60% 이상으로 제어할 경우 가공경화지수(n), 연성(El), 인장강도(TS), 항복비(YR)에 관한 하기 관계식 2 를 만족할 수 있는, DP강의 특성인 낮은 항복비를 만족시키면서 기존 DP 강 대비 가공경화율과 연성을 크게 향상시킨 우수한 가공성을 갖는 냉연강판을 제조할 수 있다.
[관계식 2] n×El×TS/YR ≥ 2500
(여기서, n, El, TS, YR 은 각각 4~6%의 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n), 연성(El), 인장강도(TS), 항복비(YR)이다.)
한편, 상술한 합금조성 및 미세조직을 가지는 냉연강판의 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있을 수도 있고, 상기 용융아연도금층을 합금화 열처리한 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있을 수도 있다.
다음으로 본 발명의 다른 일 측면에 따른 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법은, 상술한 합금조성의 슬라브를 재가열하고 열간압연한 후 권취 및 냉각하여 열연강판을 얻는 단계, 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계, 연속소둔하는 단계, 연속 소둔 후 냉각(1차 냉각, 2차 냉각, 유지, 3차 냉각)하는 단계 및 조질압연을 수행하는 단계의 과정으로 이루어져 있다. 또한 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판을 얻기 위해 유지하는 단계 이후 3차 냉각 전에 용융아연도금처리 및 필요에 따라 합금화 열처리를 실시할 수 있다.
열연강판을 얻는 단계
먼저 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비하고 일반적인 조건으로 재가열한다. 슬라브 재가열은 후속하는 열간압연을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 얻기 위하여 가열하는 공정으로서, 본 발명에서는 이러한 재가열 조건에 대해 특별히 제한하지 않는다. 다만 비제한적인 일 구현례로서 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.
상기 재가열된 슬라브를 Ar3 변태점 이상 온도에서 통상의 조건으로 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 열간압연 조건에 대해 특별히 제한하지 않고, 통상의 열간압연 조건을 적용할 수 있다. 다만 비제한적인 일 구현례로서 마무리 압연 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간압연할 수 있으며, 경우에 따라서는 800~1000℃의 마무리 압연 출구측 온도범위가 되도록 열간압연할 수도 있다.
상기 마무리 열간 압연된 열연강판을 400~700℃에서 권취한 후, 권취온도에서 상온까지 0.1℃/s 이하의 평균냉각속도로 냉각할 수 있다. 이때 상기 평균냉각속도는 권취온도와 상온 사이의 냉각속도의 평균값으로 정의할 수 있다. 상기 권취온도와 냉각조건을 만족함으로써 기지조직 내에 오스테나이트의 핵생성 사이트가 되는 탄화물을 미세하게 분산시킨 열연강판을 제조할 수 있다. 이와 같이 열연과정에서 고르게 분산된 미세한 탄화물을 형성하면, 후속하는 연속소둔 시 상기 탄화물이 용해되면서 오스테나이트 미세 분산 형성시켜 결과적으로 소둔 후 미세한 마르텐사이트를 균일 분산 시킬 수 있다.
냉연강판을 얻는 단계
상기 권취된 열연강판을 산세한 후 40~70%의 압하율로 냉간압연을 실시한다. 만일 상기 냉간 압하율이 40% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라 강판의 형상교정이 어려울 수 있다. 반면에 냉간 압하율이 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고 냉간압연 부하를 가져오는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 냉간압하율을 40~70%로 제한하는 것이 바람직하다.
연속소둔하는 단계
상기 냉간압연한 강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속소둔을 실시한다. 보다 바람직하게는 760~820℃의 온도범위에서 연속소둔을 실시할 수도 있다. 또한 상기 연속소둔은 연속 합금화 용융 도금 연속로에서 실시할 수도 있다. 상기 연속소둔은 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트를 형성하고 탄소를 분배하기 위한 것이다. 만일 상기 연속소둔온도가 Ac1+20℃미만 또는 760℃ 미만이면 충분한 재결정이 이루어지지 않을 뿐만 아니라 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 소둔 후 목적하는 마르텐사이트와 베이나이트 분율을 확보할 수 없다. 반면에, Ac3-20℃ 또는 830℃를 초과하면 생산성이 하락되고 과다한 오스테나이트가 형성되어 냉각 후 베이나이트 및 마르텐사이트 분율이 크게 증가하여 항복강도가 증가하고 연성이 감소하여 DP강의 특성인 저항복, 고연성 특성을 확보하기가 어렵다. 또한 Si, Mn 및 B등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의한 표면농화가 심해져 도금표면품질이 저하 될 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 연속소둔 온도를 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 온도범위로 제한할 수 있으며, 경우에 따라서는 760~820℃일 수 있다.
냉각하는 단계
상기 연속소둔된 강판을 연속소둔 온도로부터 630~670℃의 1차 냉각 종료온도 범위까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 급냉설비를 이용하여 상기 1차 냉각 종료온도로부터 400~500℃의 2차 냉각 종료온도 범위까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하여 베이나이트를 도입한다.
상기 1차 냉각은 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 서냉하고, 그 1차 냉각 종료온도는 630~670℃의 온도범위일 수 있다. 여기서 상기 1차 냉각 종료온도는 1차 냉각에서 적용되지 않은 급냉설비가 추가로 적용되어 급냉이 개시되는 시점으로 정의할 수 있다.
상기 2차 냉각은 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 급냉하고, 그 2차 냉각 종료온도는 400~500℃의 온도범위 일 수 있다. 상기 2차 냉각은 상기 1차 냉각에서 적용되지 않은 급냉설비가 추가로 적용되어 실시될 수 있고, 바람직하게는 H2 gas를 이용한 수소급냉설비를 이용할 수 있다. 이때 2차 냉각 종료온도는 베이나이트가 효과적으로 생성되는 400~500℃로 제어하는 것이 중요한데, 500℃를 초과하거나 400℃ 미만으로 낮추면 효과적인 베이나이트 분율을 얻기 어려워, 베이나이트에 인접한 후레쉬 마르텐사이트 점유비를 60% 이상 얻을 수 없고, 그로 인해 3㎛ 미만의 미세한 후레쉬 마르텐사이트 점유비를 60% 이상 얻을 수 없게 되어, 결과적으로 후레쉬 마르텐사이트의 미세화 및 균일 분산 효과가 사라져 목표한대로 가공성을 향상 시킬 수 없다.
이후 2차 냉각 종료온도에서 70초 이상 유지하여 베이나이트에 인접해 있는 미변태 오스테나이트에 탄소를 농축시킨 후, 유지온도로부터 Ms~100℃ 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 3차 냉각함으로써 베이나이트에 인접한 영역에 미세한 후레쉬 마르텐사이트를 도입할 수 있다.
또한 3차 냉각 이후에 강판의 형상을 교정하기 위한 목적으로 1% 미만의 조질압연을 수행할 수 있다.
용융아연도금 및 합금화 열처리 하는 단계
한편, 2차 냉각 종료온도에서 70초 이상 유지한 이후 상기 3차 냉각하기 전에, 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금처리를 실시하여 강판 상에 용융아연도금층을 형성할 수 있다. 또한 필요에 따라 합금화 열처리를 행하여 합금화 용융아연도금층을 형성할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
먼저 하기 표 1 의 합금조성(단위는 wt.%)을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 표 2 의 제조조건에 따라 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제조하였다.
구분 C Si Mn P S Sol.Al Mo Cr Ti Nb N B Sb 관계식1
발명예1 0.089 0.42 2.3 0.02 0.003 0.03 0.12 0.85 0.025 0.025 0.005 0.0025 0.03 0.21
발명예2 0.081 0.39 2.35 0.02 0.003 0.02 0.1 0.79 0.021 0.002 0.006 0.001 0.02 0.20
발명예3 0.075 0.5 2.5 0.021 0.007 0.025 0.08 0.7 0.01 0.023 0.004 0.002 0.02 0.22
발명예4 0.09 0.35 2.1 0.023 0.005 0.05 0.09 0.85 0.01 0.028 0.006 0.002 0.03 0.20
발명예5 0.07 0.62 2 0.031 0.004 0.04 0.14 0.62 0.015 0.017 0.004 0.001 0.03 0.30
발명예6 0.1 0.32 2.3 0.015 0.005 0.02 0.09 0.9 0.03 0.02 0.005 0.001 0.02 0.19
비교예1 0.08 0.32 2.7 0.009 0.001 0.05 0.13 0.78 0.012 0.013 0.004 0.001 0.02 0.16
비교예2 0.11 0.15 2.8 0.025 0.002 0.02 0.11 0.58 0.021 0.003 0.005 0 0.02 0.14
비교예3 0.06 0.1 2.6 0.006 0.001 0.037 0.05 0.75 0.002 0.024 0.006 0.0001 0.02 0.08
비교예4 0.09 0.3 2.5 0.016 0.001 0.032 0.1 0.9 0.002 0.004 0.004 0.0007 0.02 0.16
비교예5 0.13 0.12 2.5 0.02 0.003 0.03 0.08 0.52 0.01 0.02 0.006 0.001 0.02 0.16
구분 마무리
압연
온도
(℃)		 권취
온도
(℃)		 냉간
압하율
(%)		 연속
소둔
온도
(℃)		 1차 냉각 2차 냉각 유지 3차 냉각 용융아연도금온도(℃)
냉각
속도
(℃/s)		 냉각종료온도(℃) 냉각
속도
(℃/s)		 냉각종료온도
(℃)		 유지
시간
(s)		 냉각
속도
(℃/s)		 냉각종료온도(℃)
발명예1 910 652 52 795 3.5 645 16.7 440 85 6.2 50 455
발명예2 915 675 52 815 3.9 653 15.9 450 86 6.3 50 456
발명예3 910 672 52 782 3.4 657 19.0 411 83 6.1 51 453
발명예4 915 692 52 815 3.9 653 13.9 475 85 6.2 53 456
발명예5 902 663 52 785 3.2 647 17.7 428 86 6.7 52 455
발명예6 914 675 52 820 4.1 661 12.1 498 84 6.2 51 453
비교예1 895 652 52 762 3.0 651 17.5 430 84 6.3 53 454
비교예2 921 656 52 790 3.3 648 26.3 320 88 6.4 52 455
비교예3 931 647 52 810 3.8 652 8.0 550 81 6.8 51 457
비교예4 902 635 52 770 3.0 651 24.7 340 86 6.2 49 452
비교예5 918 673 52 835 4.4 652 8.8 540 82 6.4 48 458
상기와 같이 제조된 각각의 강판에 대해 기계적 특성과 도금특성 그리고 미세조직 특성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 3 에 나타내었다. 이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 ASTM규격을 이용하여 L방향으로 실시하여 인장물성을 평가하였고, 특히 가공경화율은 VDA(독일자동차협회) 규격에 나와있는 변형율 4~6% 구간에서의 가공경화율 값을 측정하였다.
미세조직 분율은 소둔 처리된 강판의 판두께 1/4t 지점에서 기지조직을 분석하여 그 결과를 이용하였다. 구체적으로, Nital 부식후 FE-SEM과 Image analyzer를 이용하여 페라이트(F), 베이나이트(B), 후레쉬 마르텐사이트(Mt, Mb, Ms), 오스테나이트(A) 분율을 측정하였다.
구분 기계적 성질 상 분율(%) 상 점유비(%)
YS
(㎫)		 TS
(㎫)		 El
(%)		 YR n 관계식2(㎫%) F B+A Mt Mb Ms Mb/Mt Ms/Mt
발명예1 602 1010 15 0.60 0.13 3304 32 22 46 35 38 76 83
발명예2 621 1025 14 0.61 0.12 2842 25 23 52 38 36 73 69
발명예3 630 1109 13 0.57 0.1 2538 31 27 42 31 35 74 83
발명예4 572 1052 14 0.54 0.11 2980 26 23 51 35 34 69 67
발명예5 611 1034 14 0.59 0.11 2695 36 19 45 34 41 76 91
발명예6 575 998 16 0.58 0.13 3603 21 18 61 49 41 80 67
비교예1 598 1020 11 0.59 0.09 1722 42 18 40 21 23 53 58
비교예2 712 1032 11 0.69 0.07 1152 32 11 57 26 25 46 44
비교예3 692 1042 11 0.66 0.07 1208 21 19 60 32 34 53 57
비교예4 652 995 13 0.66 0.09 1777 36 16 48 16 29 33 60
비교예5 652 1065 12 0.61 0.08 1670 15 22 63 35 21 56 33
상기 표 3 에서 볼 수 있는 바와 같이, 강 조성 성분비 및 제조공정이 본 발명의 범위를 벗어나거나 강 내부 조직 분율 및 점유비가 본 발명의 범주를 벗어난 비교예 1~5 의 경우, 관계식 2 (n×El×TS/YR)가 2500 미만으로 본 발명에서 목표로 하는 강판의 가공성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
반면 성분범위가 본 발명의 요건을 충족하고, 그 미세조직이 발명의 범위를 충족하는 발명예 1-6의 경우 관계식 2 (n×El×TS/YR)가 2500 이상으로 높아서 본 발명에서 목표로 하는 강판의 가공성을 확보할 수 있음을 알 수 있으며, 아울러 도금 특성 또한 양호함을 알 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 통상의기술자는 하기의 청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0은 제외), 망간(Mn): 1.7~2.7%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0은 제외), 인(P): 0.1% 이하(0은 제외), 황(S): 0.01% 이하(0은 제외), 타이타늄(Ti): 0.001~0.04%, 니오비윰(Nb): 0.001~0.04%, 질소(N): 0.01% 이하(0은 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
    두께 1/4t 지점의 기지조직 내 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 함량이 하기 관계식 1 을 만족하며,
    미세조직이, 면적%로, 페라이트10~70%, 베이나이트와 잔류 오스테나이트가 합계로 10~50%, 잔부는 후레시 마르텐사이트로 구성되며,
    전체 후레쉬 마르텐사이트(Mt) 분율과 베이나이트에 인접해 있는 후레쉬 마르텐사이트(Mb) 분율의 비(Mb/Mt)가 60% 이상인 가공성이 우수한 냉연강판.
    [관계식 1] ([Si]+[C]×3)/([Mn]+[Mo]+[Cr]) ≥ 0.18
    (여기서, [Si], [C], [Mn], [Mo], [Cr] 은 각각 냉연강판 두께 1/4t 지점에서의 실리콘(Si), 탄소(C), 망간(Mn), 몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)의 중량%이다.)
  2. 제 1 항에 있어서,
    중량%로, 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하 (0은 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0은 제외)를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    전체 후레쉬 마르텐사이트(Mt) 분율과 평균입도 3㎛ 이하의 미세한 후레쉬 마르텐사이트(Ms) 분율의 비(Ms/Mt)가 60% 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    각각 4~6%의 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n), 연성(El), 인장강도(TS), 항복비(YR)가 하기 관계식 2 를 만족하는 가공성이 우수한 냉연강판.
    [관계식 2] n×El×TS/YR ≥ 2500
    (여기서, n, El, TS, YR 은 각각 4~6%의 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n), 연성(El), 인장강도(TS), 항복비(YR)이다.)
  5. 제 1 항 또는 제 2 항의 냉연강판의 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 용융아연도금강판.
  6. 제 1 항 또는 제 2 항의 냉연강판의 표면에 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있는 합금화 용융아연도금강판.
  7. 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법으로서,
    중량%로, 탄소(C): 0.06~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0은 제외), 망간(Mn): 1.7~2.7%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0은 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0은 제외), 인(P): 0.1% 이하(0은 제외), 황(S): 0.01% 이하(0은 제외), 타이타늄(Ti): 0.001~0.04%, 니오비윰(Nb): 0.001~0.04%, 질소(N): 0.01% 이하(0은 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열한 후 마무리 압연 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연하는 단계 후 400~700℃에서 권취한 후, 권취온도에서 상온까지 0.1℃/s 이하의 평균냉각속도로 냉각하여 열연강판을 얻는 단계;
    권취된 상기 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac1+20℃~Ac3-20℃의 소둔온도 범위에서 소둔하는 단계;
    소둔된 냉연강판을 상기 소둔온도로부터 630~670℃의 1차 냉각 종료온도까지 10℃/s 이하의 평균냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 종료온도로부터 400~500℃의 2차 냉각 종료온도 범위까지 급냉설비를 이용하여 5℃/s 이상의 평균냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각 이후 2차 냉각 종료온도에서 70초 이상 유지하는 단계; 및
    상기 유지 후 상기 유지온도로부터 Ms~100℃ 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균냉각속도로 3차 냉각하는 단계;
    를 포함하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하 (0은 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0은 제외)를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 7 항에 있어서,
    상기 연속소둔은 760~820℃의 온도범위에서 실시되는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 7 항에 있어서,
    상기 3차 냉각 이후 1% 미만의 조질압연을 수행하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 7 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 유지하는 단계 이후 상기 3차 냉각하기 전에, 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 용융아연도금처리하는 단계 이후 상기 3차 냉각 전에, 합금화 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
KR1020180164379A 2018-12-18 2018-12-18 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 KR102153197B1 (ko)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180164379A KR102153197B1 (ko) 2018-12-18 2018-12-18 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
US16/520,935 US10941467B2 (en) 2018-12-18 2019-07-24 Cold-rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof
CN202410040707.9A CN117604392A (zh) 2018-12-18 2019-12-17 加工性优异的冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法
PCT/KR2019/017858 WO2020130560A1 (ko) 2018-12-18 2019-12-17 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN201980084779.0A CN113242912B (zh) 2018-12-18 2019-12-17 加工性优异的冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法
EP19900137.1A EP3901299A1 (en) 2018-12-18 2019-12-17 Cold rolled steel sheet having excellent workability, hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods thereof
JP2021534703A JP2022513964A (ja) 2018-12-18 2019-12-17 加工性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法
JP2023127018A JP2023153941A (ja) 2018-12-18 2023-08-03 加工性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180164379A KR102153197B1 (ko) 2018-12-18 2018-12-18 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20200075991A true KR20200075991A (ko) 2020-06-29
KR102153197B1 KR102153197B1 (ko) 2020-09-08

Family

ID=71072458

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020180164379A KR102153197B1 (ko) 2018-12-18 2018-12-18 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10941467B2 (ko)
EP (1) EP3901299A1 (ko)
JP (2) JP2022513964A (ko)
KR (1) KR102153197B1 (ko)
CN (2) CN117604392A (ko)
WO (1) WO2020130560A1 (ko)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220011898A (ko) * 2020-07-22 2022-02-03 주식회사 포스코 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판
KR20220039234A (ko) * 2020-09-22 2022-03-29 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법
WO2022124609A1 (ko) * 2020-12-09 2022-06-16 주식회사 포스코 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2024128622A1 (ko) * 2022-12-13 2024-06-20 주식회사 포스코 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 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
KR102468040B1 (ko) * 2020-10-13 2022-11-17 주식회사 포스코 연성 및 가공성이 우수한 고강도 용융아연도금판 및 그 제조방법
KR102468051B1 (ko) * 2020-10-23 2022-11-18 주식회사 포스코 연성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
JP2024508018A (ja) * 2021-03-03 2024-02-21 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アーゲー 平鋼製品、その製造方法、およびそのような平鋼製品の使用
WO2024033688A1 (en) 2022-08-12 2024-02-15 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and method of producing thereof

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005264176A (ja) 2004-03-16 2005-09-29 Jfe Steel Kk 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
JP2010090432A (ja) 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20110119285A (ko) * 2010-04-27 2011-11-02 주식회사 포스코 고강도 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
JP2012117148A (ja) * 2010-11-12 2012-06-21 Jfe Steel Corp 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20130034202A (ko) * 2011-09-28 2013-04-05 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20150073844A (ko) 2013-12-20 2015-07-01 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
KR101561007B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58157641U (ja) 1982-04-15 1983-10-21 東芝テック株式会社 プリンタのハンマ駆動装置
KR100937809B1 (ko) * 2005-03-31 2010-01-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연강판, 그 제조방법 및 열연강판성형체
CN103097566B (zh) * 2010-09-16 2015-02-18 新日铁住金株式会社 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法
MX338997B (es) * 2011-03-28 2016-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma.
ES2706996T3 (es) * 2011-09-30 2019-04-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de acero de alta resistencia galvanizada por inmersión en caliente con excelente resistencia a la fractura retardada y método para su fabricación
JP2014019928A (ja) * 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
JP6032173B2 (ja) 2013-10-15 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 引張最大強度９８０ＭＰａを有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2015088523A1 (en) 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
JP6402460B2 (ja) * 2014-03-18 2018-10-10 新日鐵住金株式会社 引張最大強度７８０ＭＰａ以上を有する衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR101968434B1 (ko) * 2015-01-30 2019-04-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 도금 강판 및 그 제조 방법
BR112017025389A2 (pt) 2015-06-11 2018-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço galvanizada e método para fabricar a mesma
KR101889181B1 (ko) 2016-12-19 2018-08-16 주식회사 포스코 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법
MX2019008167A (es) 2017-01-16 2019-09-06 Nippon Steel Corp Lamina de acero y proceso para producir la misma.
WO2018168618A1 (ja) 2017-03-13 2018-09-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板とその製造方法
EP3572546B1 (en) 2017-03-13 2022-02-09 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP6418363B1 (ja) 2018-03-30 2018-11-07 新日鐵住金株式会社 優れた延性と穴広げ性を有する高強度鋼板

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005264176A (ja) 2004-03-16 2005-09-29 Jfe Steel Kk 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
JP2010090432A (ja) 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20110119285A (ko) * 2010-04-27 2011-11-02 주식회사 포스코 고강도 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
JP2012117148A (ja) * 2010-11-12 2012-06-21 Jfe Steel Corp 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20130034202A (ko) * 2011-09-28 2013-04-05 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20150073844A (ko) 2013-12-20 2015-07-01 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
KR101561007B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220011898A (ko) * 2020-07-22 2022-02-03 주식회사 포스코 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판
KR20220039234A (ko) * 2020-09-22 2022-03-29 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법
WO2022124609A1 (ko) * 2020-12-09 2022-06-16 주식회사 포스코 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR20220081529A (ko) * 2020-12-09 2022-06-16 주식회사 포스코 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판
WO2024128622A1 (ko) * 2022-12-13 2024-06-20 주식회사 포스코 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN113242912B (zh) 2024-01-30
JP2022513964A (ja) 2022-02-09
WO2020130560A1 (ko) 2020-06-25
JP2023153941A (ja) 2023-10-18
US20200190640A1 (en) 2020-06-18
CN117604392A (zh) 2024-02-27
KR102153197B1 (ko) 2020-09-08
CN113242912A (zh) 2021-08-10
US10941467B2 (en) 2021-03-09
EP3901299A4 (en) 2021-10-27
EP3901299A1 (en) 2021-10-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102153197B1 (ko) 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102020411B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020412B1 (ko) 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020407B1 (ko) 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102200227B1 (ko) 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연 도금강판 및 그 제조방법
KR102468040B1 (ko) 연성 및 가공성이 우수한 고강도 용융아연도금판 및 그 제조방법
KR102490312B1 (ko) 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판
KR101543857B1 (ko) 가공성이 우수한 복합조직강판 및 그 제조방법
KR101382854B1 (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20210080664A (ko) 연성 및 가공성이 우수한 강판 및 이의 제조방법
KR101024800B1 (ko) 도금성과 가공성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR102379444B1 (ko) 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판
KR102245228B1 (ko) 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법
KR20230066166A (ko) 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20230094234A (ko) 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20240105031A (ko) 우수한 성형성을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20240098907A (ko) 성형성 및 파괴저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법

Legal Events

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