WO2022145857A1 - 우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2022145857A1
WO2022145857A1 PCT/KR2021/019532 KR2021019532W WO2022145857A1 WO 2022145857 A1 WO2022145857 A1 WO 2022145857A1 KR 2021019532 W KR2021019532 W KR 2021019532W WO 2022145857 A1 WO2022145857 A1 WO 2022145857A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
cold
tent
resistant
Prior art date
Application number
PCT/KR2021/019532
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
김병진
강춘구
박영주
유하영
장민호
한성경
허성열
Original Assignee
현대제철 주식회사
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 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to CN202180033041.9A priority Critical patent/CN115605627A/zh
Priority to US17/922,626 priority patent/US20230167519A1/en
Priority to EP21915655.1A priority patent/EP4273291A1/en
Priority to MX2022013832A priority patent/MX2022013832A/es
Publication of WO2022145857A1 publication Critical patent/WO2022145857A1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • 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
    • C23C2/34—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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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

Definitions

  • the technical idea of the present invention relates to a cold-rolled steel sheet, and more particularly, to a tent-resistant cold-rolled steel sheet having excellent tent-resistance properties, a tent-resistant plated steel sheet, and a method for manufacturing the same.
  • Customers who use exterior panels for automobiles can be divided into primary customers who produce automobiles and secondary customers who purchase and use automobiles.
  • the primary customer requires a material with low yield strength to improve dimensional precision and prevent shape defects during press forming
  • the secondary customer requires a material with low yield strength to prevent permanent deformation of the body exterior such as dents or scratches.
  • Bake hardening steel made of ultra-low carbon steel has a low yield strength before forming, but has a bake hardening property that increases the yield strength after forming, painting, and drying. For this reason, it has been widely used as an exterior plate material for automobiles.
  • the bake hardening property utilizes the deformation aging phenomenon in which the yield strength increases due to the adhesion of interstitial solute elements to dislocations generated during press forming as a strengthening mechanism. Processing by dislocation proliferation during press forming It has been widely utilized as a main mechanism to improve the dent resistance of final products along with curing.
  • the technical problem to be achieved by the technical idea of the present invention is to provide a tent-resistant cold-rolled steel sheet, a tent-resistant plated steel sheet, and a manufacturing method thereof having excellent tent-resistance properties.
  • a tent-resistant cold-rolled steel sheet having excellent tent-resistance properties a tent-resistant plated steel sheet, and a method for manufacturing the same.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet by weight, carbon (C): 0.005% to 0.03%, manganese (Mn): 1.0% to 2.5%, aluminum (Al): 0.2% ⁇ 0.8%, the sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): 0.3% ⁇ 1.5%, the sum of niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.001% ⁇ 0.01%, phosphorus (P): more than 0% ⁇ 0.02 %, sulfur (S): more than 0% to 0.01%, and the remainder contains iron (Fe) and other unavoidable impurities, yield strength (YP): 195 MPa or more, tensile strength (TS): 340 MPa or more, elongation (El): 33% or more, and bake hardening amount (BH): 40 MPa or more can be satisfied.
  • the sum of chromium and molybdenum may be controlled according to the following formula.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may include a mixed structure in which ferrite and martensite are mixed.
  • the fraction of martensite may be in the range of more than 0% to 9%, and the fraction of ferrite may be the remaining fraction.
  • the ferrite may have an average grain size in the range of 5 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the average distance between the phases between the martensite may be in the range of 2 ⁇ m to 5.5 ⁇ m.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet includes non-ferrous precipitates, and the average distance between particles of the non-ferrous precipitates may be 0.05 ⁇ m or more.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet yield strength (YP): 195 MPa to 275 MPa, tensile strength (TS): 340 MPa to 490 MPa, elongation (El): 33% to 45 %, and the amount of bake hardening (BH): 40 MPa to 100 MPa may be satisfied.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may satisfy a work hardening amount: 80 MPa to 200 MPa within a strain rate of 2% to 10%.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may have a final yield strength in the range of 350 MPa to 500 MPa after baking hardening and work hardening are performed.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet, the yield point elongation may not occur.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet, the yield point elongation may satisfy the range of more than 0% to less than 0.2%.
  • the method for manufacturing the tent-resistant cold-rolled steel sheet is, by weight, carbon (C): 0.005% to 0.03%, manganese (Mn): 1.0% to 2.5%, aluminum (Al) : 0.2% ⁇ 0.8%, total of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): 0.3% ⁇ 1.5%, total of niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.001% ⁇ 0.01%, phosphorus (P): 0% Exceeding to 0.02%, sulfur (S): more than 0% to 0.01%, and the remainder of manufacturing a hot-rolled steel sheet containing iron (Fe) and other unavoidable impurities; manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet; annealing the cold-rolled steel sheet; and cooling the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing heat treatment.
  • C carbon
  • Mn manganese
  • Al aluminum
  • Al 0.2% ⁇ 0.8%
  • the manufacturing of the hot-rolled steel sheet includes: preparing a steel material having the alloy composition; reheating the steel in the range of 1,130°C to 1,230°C; manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot finish rolling the reheated steel at a finish rolling end temperature of Ar3 or higher; and winding the hot-rolled steel sheet in the range of 600°C to 680°C.
  • the annealing heat treatment may be performed during an annealing temperature (Temp) and annealing time (Time) according to the following formula.
  • the step of the annealing heat treatment may be performed by maintaining at a temperature in the range of 780° C. to 840° C. for a time in the range of 30 seconds to 120 seconds.
  • the annealed cold-rolled steel sheet in the cooling step, may be cooled to a temperature in the range of 0°C to 40°C at a cooling rate in the range of 15°C/sec to 50°C/sec. .
  • the method for manufacturing the tent-resistant plated steel sheet is, by weight, carbon (C): 0.005% to 0.03%, manganese (Mn): 1.0% to 2.5%, aluminum (Al) : 0.2% ⁇ 0.8%, total of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): 0.3% ⁇ 1.5%, total of niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.001% ⁇ 0.01%, phosphorus (P): 0% Exceeding to 0.02%, sulfur (S): more than 0% to 0.01%, and the remainder of manufacturing a hot-rolled steel sheet containing iron (Fe) and other unavoidable impurities; manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet; annealing the cold-rolled steel sheet; cooling the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing heat treatment; hot-dip galvanizing the cooled cold-rolled steel sheet; and final cooling of the hot-dip
  • alloying heat treatment of the hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet may further include.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet has a microstructure in which martensite is formed in a low content of 9% or less, and the average distance between phases of martensite is reduced and uniformly dispersed.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet can, firstly, manage its yield strength and elongation at the level of 340BH, which is a general-purpose exterior steel sheet, in order to improve processing quality, and secondly, have excellent aging resistance. No elongation at yield point and no increase in yield strength for a period of one year or more.
  • the bake hardening behavior according to the preliminary deformation is different, so that the bake hardenability is continuously improved when the preliminary deformation is increased.
  • the work hardenability and bake hardenability are excellent, so that the yield strength of the steel sheet after bake hardening can be increased by 60% or more before the distillation hardening. Therefore, the tent-resistant cold-rolled steel sheet has a low yield strength before processing to increase workability, and can provide an effect of increasing tent resistance by baking hardening after processing.
  • FIG. 1 is a process flowchart schematically illustrating a method for manufacturing a tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a graph showing changes in tensile strength and elongation according to the martensite fraction of the tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG 3 is a graph showing the change in yield point elongation according to the average distance between phases of martensite of the tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing the degree of dispersion of martensite in the tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a process flowchart schematically illustrating a method of manufacturing a tent-resistant plated steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the technical idea of the present invention is to control the fraction, size, and position of abnormal tissue for application of automotive plate materials, particularly automotive exterior plates, so that it has excellent high moldability, aging resistance, and dent resistance and has no surface defects during molding. steel plate is provided.
  • the steel material having the bake hardenability is made of a ferrite single phase, there is no mechanism to suppress the natural aging phenomenon in the matrix structure, so it may cause a limitation of controlling the amount of dissolved elements in the steel to 0.0005 wt% ⁇ 0.0020 wt%, This may increase the manufacturing difficulty of the steel material, and finally may limit the improvement of the bake hardenability and dent resistance of the part.
  • the prior art there is a method of controlling the abnormal structure fraction to 9% or less in order to maintain the characteristics of the abnormal structure steel and improve the formability, and it has continuous yield behavior and low yield ratio characteristics for the application of the outer plate material.
  • the yield strength may increase or discontinuous behavior may occur depending on the location and distribution of the abnormal tissue, so it is necessary to consider the location and distribution of the abnormal tissue.
  • Tent resistance may be related to initial yield strength, work hardening, bake hardening, and material thickness as shown in Equation 1 below.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention, by weight, carbon (C): 0.005% to 0.03%, manganese (Mn): 1.0% to 2.5%, aluminum (Al): 0.2% to 0.8 %, the sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): 0.3% to 1.5%, the sum of niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.001% to 0.01%, phosphorus (P): more than 0% to 0.02%, Sulfur (S): more than 0% to 0.01%, and the balance contains iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the role and content of each component included in the tent-resistant cold-rolled steel sheet according to the present invention will be described.
  • the content of the component elements all mean weight % with respect to the entire steel sheet.
  • Carbon is added to secure the strength of steel, and in particular, increases the strength of the martensitic structure.
  • Martensite which is an iron-based abnormal structure, is generated by diffusionless transformation during rapid cooling using austenite as the parent structure, and the maximum and minimum values of the abnormal structure fraction in steel can be sensitively changed according to the change in carbon content.
  • the carbon content is less than 0.005%, it may be difficult to secure an abnormal structure fraction of 1.0% or more in the ferrite matrix.
  • the carbon content exceeds 0.03%, it may be difficult to manage the abnormal tissue fraction in the ferrite matrix to 9% or less because the abnormal tissue fraction increases. Therefore, it is preferable to add the carbon content in an amount of 0.005% to 0.03% of the total weight of the steel sheet.
  • manganese When manganese is added to steel, it acts as a quenching element and contributes to the formation of an abnormal structure. When the manganese content is less than 1.0%, it may be difficult to form an abnormal tissue. When the manganese content exceeds 2.5%, the austenite fraction is rapidly changed when the annealing temperature is increased, and thus it may exceed 9%, which is a control range of the abnormal tissue fraction for realizing mechanical properties. In addition, when the manganese content is increased, non-plating and surface defects may occur due to surface oxidation. Therefore, it is preferable to add the manganese content in an amount of 1.0% to 2.5% of the total weight of the steel sheet.
  • Aluminum plays a role in reducing the austenite transformation fraction according to temperature change during the temperature increase process during annealing.
  • aluminum is added, it is possible to reduce material dispersion by reducing the change in the abnormal tissue fraction during the temperature increase process.
  • the content of aluminum is less than 0.2%, the effect of adding aluminum may be insufficient.
  • the annealing temperature for securing an abnormal structure may increase excessively, and thus mass productivity may decrease, and surface defects such as dents may increase as oxide foreign substances are formed during annealing. have.
  • it may cause an increase in steel-making inclusions and surface oxidation during annealing. Therefore, it is preferable to add the content of aluminum to 0.2% to 0.8% of the total weight of the steel sheet.
  • Chromium and manganese act as quenching elements and contribute to the formation of abnormal structures.
  • the total of chromium and molybdenum is less than 0.3%, the effect of adding chromium and molybdenum may be insufficient.
  • the sum of the chromium and molybdenum exceeds 1.0%, the effects are converged and the manufacturing cost may be increased. Therefore, it is preferable to add the total of chromium and molybdenum in an amount of 0.3% to 1.5% of the total weight of the steel sheet.
  • the total of chromium and molybdenum is preferably added in an amount of 0.3% to 1.0% of the total weight of the steel sheet.
  • the total amount of chromium and molybdenum may be controlled according to Equation 2 below.
  • Equation 2 [Cr] and [Mo] are the contents of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) contained in the cold-rolled steel sheet, and each unit is in weight %.
  • the chromium may be in the range of 0.3 wt% to 1.5 wt% of the total weight of the steel sheet.
  • the molybdenum may be in the range of more than 0 wt% to 0.5 wt% of the total weight of the steel sheet.
  • Niobium and titanium are precipitate-forming elements, and strength can be increased by a precipitation strengthening effect, and a grain refining effect can also be obtained.
  • the present invention includes some non-ferrous abnormal particles (precipitates) in the hot rolling process, and includes a technical feature of controlling the position and distribution of iron-based abnormal particles (martensite) in the annealing process after cold rolling through hot rolling microstructure control.
  • iron-based abnormal particles martensite
  • the total of niobium and titanium When the total of niobium and titanium is less than 0.001%, the effect of addition may be insufficient. When the total of the niobium and titanium exceeds 0.01%, the yield strength may be excessively increased to deteriorate the formability. Therefore, it is preferable to add the total of niobium and titanium in an amount of 0.001% to 0.01% of the total weight of the steel sheet, respectively.
  • the niobium may be in the range of 0.001 wt% to 0.01 wt% of the total weight of the steel sheet, and may be in the range of 0.001 wt% to 0.009 wt%.
  • the titanium may be in the range of 0.001 wt% to 0.01 wt% of the total weight of the steel sheet, and may be in the range of 0.001 wt% to 0.009 wt%.
  • Phosphorus (P) >0% to 0.02%
  • Phosphorus is an impurity included in the manufacturing process of steel, and although it can help improve strength by solid solution strengthening, low-temperature brittleness can occur when a large amount is contained. Therefore, it is preferable to limit the phosphorus content to more than 0% to 0.02% of the total weight of the steel sheet.
  • Sulfur is an impurity included in the manufacturing process of steel, and may reduce bendability, toughness, and weldability by forming non-metallic inclusions such as FeS and MnS. Therefore, it is preferable to limit the sulfur content to more than 0% to 0.01% of the total weight of the steel sheet.
  • Nitrogen is an element that is unavoidably included in the manufacture of steel, and may help stabilize austenite, but may react with Al to form AlN, which may cause cracks during playing. Therefore, it is preferable to limit the nitrogen content to more than 0% to 0.006% of the total weight of the steel sheet.
  • the remaining component of the cold-rolled steel sheet is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet manufactured by controlling the specific components of the alloy composition and their content ranges described above, and described later, is, for example, yield strength (YP): 195 MPa or more, tensile strength (TS): 340 MPa or more, elongation (El): 33% or more, and bake hardening amount (BH): 40 MPa or more can be satisfied.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may have a work hardening amount in the range of 80 MPa to 200 MPa in the range of 2% to 10% of strain, which is the processing range of the exterior plate for automobiles. Accordingly, after bake hardening and work hardening, the tent-resistant cold-rolled steel sheet may have a final yield strength in the range of, for example, 315 MPa to 530 MPa, for example, in the range of 350 MPa to 500 MPa.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may satisfy no elongation at the yield point or the elongation at the yield point, for example, less than 0.2%, for example, more than 0% to less than 0.2%. Specifically, the tent-resistant cold-rolled steel sheet does not elongate at the yield point for at least one year or more in the transportation and storage process after production.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may have aging resistance at a temperature of 30° C. for, for example, 12 months or more, for example, for a period ranging from more than 0 days to 365 days or longer.
  • the aging resistance property means that even if the tent-resistant cold-rolled steel sheet is stored by a method such as storage, there is no increase in yield strength, and for at least one year or more in the transportation and storage process after production, for example, 1 year to It means that the yield point elongation does not occur for 3 years.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may include a mixed structure of ferrite and martensite.
  • the fraction of martensite may be, for example, in the range of greater than 0% to 9%, and the fraction of ferrite may be included as the remaining fraction, for example, may be in the range of greater than 91% to less than 100%.
  • the fraction means an area ratio derived from a microstructure photograph through an image analyzer.
  • the ferrite may have an average grain size in the range of 5 ⁇ m to 20 ⁇ m. When the average grain size of the ferrite is less than 5 ⁇ m, the elongation may be reduced. When the average grain size of the ferrite exceeds 20 ⁇ m, a bake hardenability of 40 MPa or more cannot be obtained.
  • the average distance between the phases of the martensite may be in the range of 2 ⁇ m to 5.5 ⁇ m.
  • the fraction of martensite and the average distance between phases may be required to secure continuous yield behavior and aging resistance of the low-carbon steel.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may include non-ferrous precipitates, for example, may include at least one of TiC, NbC, (Ti,Nb)C, TiN, NbN, and (Ti,Nb)N. have.
  • the non-ferrous precipitate may have a size of, for example, 0.005 ⁇ m or more, for example, 0.005 ⁇ m to 0.02 ⁇ m.
  • the average distance between the particles of the non-ferrous precipitate may be, for example, 0.05 ⁇ m or more, for example, 0.05 ⁇ m to 0.5 ⁇ m.
  • the non-ferrous precipitate may provide a nucleation location of the martensite by refining the hot-rolled crystal grains.
  • the non-ferrous precipitate acts as a nucleation site, nucleation of the martensite can be induced, and the average distance between the phases of the martensite is in an appropriate range based on the average distance between the particles of the non-ferrous precipitate, for example
  • the martensite may be formed to be controlled in the range of 2 ⁇ m to 5.5 ⁇ m. Control of the size of the non-ferrous precipitates and the average distance between particles may be required for controlling the average distance between phases of the martensite.
  • FIG. 1 is a process flowchart schematically illustrating a method for manufacturing a tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the semi-finished product to be subjected to the hot rolling process may be, for example, a slab.
  • the semi-finished slab can be obtained through the continuous casting process after obtaining molten steel of a predetermined composition through the steelmaking process.
  • the method for manufacturing a tent-resistant cold-rolled steel sheet includes the steps of manufacturing a hot-rolled steel sheet using the steel of the composition (S110); manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling the hot rolled steel sheet (S120); annealing the cold-rolled steel sheet (S130); and cooling the cold-rolled steel sheet (S140).
  • reheating temperature (Slab Reheating Temperature, SRT) in the range of 1,130 °C ⁇ 1,230 °C.
  • SRT reheating Temperature
  • the rolling property is deteriorated in the rough rolling and finishing rolling steps, and when the rolling temperature is excessively decreased, surface defects such as cracks and bristle may occur in the edge portion.
  • the reheating temperature exceeds 1,230° C., the size of austenite grains may increase, and process costs may increase according to the temperature rise.
  • the re-dissolved precipitate may be re-precipitated in the rough rolling, finishing rolling, and winding steps to refine the grain size of hot rolling.
  • hot rolling is performed by a conventional method, for example, hot finish rolling is performed at a temperature of Ar3 or higher, for example, at a finish delivery temperature (FDT) in the range of 850 ° C to 970 ° C. can be manufactured.
  • FDT finish delivery temperature
  • the finish rolling end temperature is less than 850°C, ferrite or pearlite may be produced.
  • the finish rolling end temperature exceeds 970° C., scale generation is increased and the grain size is coarsened, so that it may be difficult to fine-tune the structure.
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to a coiling temperature in the range of, for example, 600° C. to less than 650° C., for example, 600° C. to 680° C.
  • the cooling may be either air cooling or water cooling, for example, cooling at a cooling rate of 10° C./sec to 30° C./sec. A faster cooling rate is advantageous in reducing the average grain size.
  • the cooling is performed to a coiling temperature.
  • the hot-rolled steel sheet is wound at a coiling temperature (CT) in the range of, for example, 600° C. to less than 650° C., for example, 600° C. to 680° C.
  • CT coiling temperature
  • the range of the winding temperature may be selected from the viewpoint of cold rolling properties and surface properties.
  • An object of the present invention is to refine the grain size of hot rolling through non-ferrous precipitates, and to produce an austenite structure, which is the parent structure of an iron-based abnormal structure such as martensite, evenly dispersed during cold rolling and annealing.
  • the dispersed austenite structure and martensite structure uniformly disperse the dislocation density proliferation effect in ferrite to finally secure the resistance to yield and aging resistance.
  • the non-ferrous precipitates formed by hot rolling are refined, and the gap between the non-ferrous precipitates is narrowed, so that the yield strength of the product is increased.
  • a hard phase such as martensite is excessively generated, and the material of the hot-rolled steel sheet is excessively increased, so that the rolling load during cold rolling may significantly increase.
  • the coiling temperature is 650 or higher, the non-ferrous precipitates are coarsened, but the hot rolled grain size increases and the yield point elongation remains after the cold rolling and annealing processes, thereby causing surface defects during molding. In addition, it can lead to non-uniformity of the microstructure of the final product.
  • the non-ferrous precipitates may be formed, the size of which may be 0.005 ⁇ m or more, and the interval between the non-ferrous precipitates may be 0.05 ⁇ m or more.
  • the non-ferrous precipitate may provide a nucleation site of martensite.
  • the hot-rolled steel sheet is subjected to pickling treatment in which acid is washed to remove the surface scale layer. Then, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled at an average reduction ratio of 40% to 70%, for example, to form a cold-rolled steel sheet.
  • the average reduction ratio is higher, there is an effect of increasing the formability due to the effect of refining the tissue.
  • the average reduction ratio is less than 40%, it is difficult to obtain a uniform microstructure.
  • the average reduction ratio exceeds 70%, the roll force is increased to increase the process load. It may have the thickness of the steel sheet finally produced by the cold rolling.
  • the structure of the cold-rolled steel sheet may have a structure in which the structure of the hot-rolled steel sheet is stretched.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed and heat treated in a continuous annealing furnace having a normal slow cooling section.
  • the annealing heat treatment is performed to secure the fraction of the iron-based abnormal particle (martensite) structure and to uniformly disperse it.
  • the annealing heat treatment may be performed during an annealing temperature (Temp) and annealing time (Time) according to Equation 3.
  • the process conditions of the annealing heat treatment exceed 30 of Equation 3, the yield point elongation may be 0.2% or more.
  • the annealing heat treatment may be performed, for example, at a temperature in the range of 780° C. to 840° C., for example, by holding for a time in the range of 30 seconds to 120 seconds, and annealing heat treatment at a lower temperature, for example, 760° C. In the case of carrying out, it can be carried out by increasing the annealing time using Equation 3 above.
  • the annealing heat treatment temperature is less than 780° C.
  • the distance between martensite, which is an iron-based abnormal particle exceeds 5.5 ⁇ m, and yield strength may be excessively increased.
  • the annealing heat treatment temperature exceeds 840 °C, the yield point elongation may be 0.2% or more.
  • the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing heat treatment is cooled at a cooling rate of, for example, 15° C./sec or more, for example, 15° C./sec to 50° C./sec.
  • the cooling may be performed at room temperature, for example, at a temperature in the range of 0°C to 40°C.
  • the cooling may be performed by air cooling or water cooling.
  • austenite may be transformed into martensite to be formed. Accordingly, the cooling rate may have a range in which the austenite is transformed into the martensite.
  • the cooling step (S140) may be performed as a multi-stage cooling in which rapid cooling is performed after slow cooling.
  • the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing heat treatment may be slowly cooled, for example, at a cooling rate in the range of 1° C./sec to 15° C./sec, for example, in the range of 600° C. to 700° C.
  • the annealed cold-rolled steel sheet may be rapidly cooled to room temperature, for example, at a cooling rate in the range of 15° C./sec to 50° C./sec, to room temperature, for example, in the range of 0° C. to 40° C.
  • temper rolling may be performed with a reduction amount of 2% or less, for example, with a reduction amount ranging from 0.1% to 0.5%.
  • the tent-resistant cold-rolled steel sheet may be manufactured from a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the cooling step (S140) may be performed as a cooling end temperature in the range of 450 °C ⁇ 600 °C. This will be described in detail below.
  • FIG. 2 is a graph showing changes in tensile strength and elongation according to the martensite fraction of the tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the martensite fraction when the martensite fraction increases, tensile strength increases linearly, and elongation decreases linearly. In order to satisfy the target range of tensile strength and elongation, it is preferable that the martensite fraction is 9% or less.
  • FIG 3 is a graph showing the change in yield point elongation according to the average distance between phases of martensite of the tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 it is a result after performing temper rolling (SPM) at a reduction ratio of 0.5% to 0.7%.
  • SPM temper rolling
  • the average distance between the phases of martensite was 5.5 ⁇ m or less, the elongation at the yield point did not appear or was almost 0%.
  • the average distance between the phases of the martensite exceeds 5.5 ⁇ m, it can be seen that the elongation at the yield point is rapidly increased. Therefore, in order to secure aging resistance and work hardenability, it is preferable that the average distance between the phases of the martensite is 5.5 ⁇ m or less.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing the degree of dispersion of martensite in the tent-resistant cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the annealing heat treatment is performed in a region outside the range of Equation 3, and ferrite having a high dislocation density is non-uniformly dispersed, and thus martensite is
  • the average distance between phases may be greater than 5.5 ⁇ m.
  • the annealing heat treatment when the annealing heat treatment is performed within the range of Equation 3, ferrite having a high dislocation density is uniformly dispersed throughout, and accordingly, the average distance between the phases of martensite is 5.5 ⁇ m or less. can be formed.
  • the formation of such martensite may be implemented by uniformly forming non-ferrous precipitates having an average distance between particles of 0.05 ⁇ m or more.
  • a tent-resistant plated steel sheet such as a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be formed by using the tent-resistant plated steel sheet.
  • FIG. 5 is a process flowchart schematically illustrating a method of manufacturing a tent-resistant plated steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the method for manufacturing a tent-resistant plated steel sheet includes the steps of manufacturing a hot-rolled steel sheet using the steel of the composition (S210); manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling the hot rolled steel sheet (S220); annealing the cold-rolled steel sheet (S230); cooling the cold-rolled steel sheet (S240); hot-dip galvanizing the cold-rolled steel sheet (S250); and finally cooling the hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet (S270).
  • the method of manufacturing the tent-resistant plated steel sheet may further include an alloying heat treatment step (S260) of the hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet after performing the hot-dip galvanizing step (S250).
  • the method for manufacturing the tent-resistant plated steel sheet is, by weight, carbon (C): 0.005% to 0.03%, manganese (Mn): 1.0% to 2.5%, aluminum (Al): 0.2% to 0.8% , total of chromium (Cr) and molybdenum (Mo): 0.3% ⁇ 1.5%, total of niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.001% ⁇ 0.01%, phosphorus (P): more than 0% ⁇ 0.02%, sulfur (S): manufacturing a hot-rolled steel sheet containing more than 0% ⁇ 0.01%, and the remainder being iron (Fe) and other unavoidable impurities (S210); manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet (S220); annealing the cold-rolled steel sheet (S230); and cooling the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing heat treatment (S240); hot-dip galvanizing the multi-stage cooled cold-rolled cold-
  • the method for manufacturing the ultra-high tensile strength plated steel sheet may further include an alloying heat treatment step (S260) of the hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet after performing the hot-dip galvanizing step (S250).
  • the hot-rolled steel sheet manufacturing step (S210) may be the same as the above-described hot-rolled steel sheet manufacturing step (S110).
  • the cold-rolled steel sheet manufacturing step (S220) may be the same as the above-described cold-rolled steel sheet manufacturing step (S120).
  • the annealing heat treatment step (S230) may be the same as the above-described annealing heat treatment step (S130).
  • the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing heat treatment is cooled.
  • the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing heat treatment is cooled, for example, at a cooling rate in the range of 1° C./sec to 10° C./sec, to a cooling end temperature of, for example, 450° C. to 600° C.
  • a cooling rate in the range of 1° C./sec to 10° C./sec
  • a cooling end temperature for example, 450° C. to 600° C.
  • the cooling end temperature is higher than that of the cold rolled steel sheet.
  • the steel sheet temperature is lowered and dross may be generated in the galvanizing bath during zinc plating.
  • the cooling termination temperature exceeds 600° C., the temperature of the galvanizing bath increases, and an accident may occur.
  • the cooled cold-rolled steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath at a temperature in the range of, for example, 450° C. to 600° C. to form a hot-dip galvanized layer on the surface of the cold-rolled steel sheet.
  • a steel plate can be formed.
  • the hot-dip galvanizing step may be performed by holding for a time in the range of, for example, 30 seconds to 200 seconds.
  • the hot-dip galvanized steel sheet may be subjected to an alloying heat treatment at a temperature in the range of, for example, 490°C to 630°C, for example, 10 seconds to 60 seconds to form an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the alloying heat treatment step (S260) may be performed continuously without cooling after performing the previous hot-dip galvanizing step (S250). Under the above conditions, while the hot-dip galvanized layer is stably grown during the alloying heat treatment, the adhesion of the plating layer may be excellent. If the alloying heat treatment temperature is less than 490 °C, alloying may not proceed sufficiently, the soundness of the hot-dip galvanizing layer may be reduced. When the alloying heat treatment temperature exceeds 630°C, a change in material may occur while passing to an abnormal temperature range.
  • the hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet that is, the hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet is cooled to room temperature, for example, to a temperature in the range of 0 °C ⁇ 40 °C.
  • the cooling may be performed by air cooling or water cooling.
  • the cooling rate is, for example, 15°C/sec or more, for example, cooling at a cooling rate in the range of 15°C/sec to 50°C/sec.
  • austenite may be transformed into martensite to be formed. Accordingly, the cooling rate may have a range in which the austenite is transformed into the martensite.
  • incubation may be performed at a temperature in the range of 450 ° C. to 600 ° C. for 30 seconds to 200 seconds.
  • the base steel sheet is, by weight, carbon (C): 0.005% to 0.03%, manganese (Mn): 1.0% to 2.5%, aluminum (Al): 0.2% to 0.8%, chromium (Cr) and molybdenum (Mo) ): 0.3% to 1.5%, the sum of niobium (Nb) and titanium (Ti): 0.001% to 0.01%, phosphorus (P): more than 0% to 0.02%, sulfur (S): more than 0% to 0.01 %, and the balance may include iron (Fe) and other unavoidable impurities, yield strength (YP): 195 MPa or more, tensile strength (TS): 340 MPa or more, elongation (El): 33% or more, and baking
  • the tent-resistant plated steel sheet may have physical properties and microstructure characteristics of the tent-resistant cold-rolled steel sheet as described above.
  • Comparative Example 1 has a difference in that the content of carbon, manganese, and aluminum is lower than the lower limit of the composition range of the present invention, and does not include chromium and molybdenum.
  • Comparative Example 2 has a difference in that the content of aluminum is lower than the lower limit of the composition range of the present invention, and does not include chromium and molybdenum.
  • Comparative Example 3 has a difference in that the carbon content is higher than the upper limit of the composition range of the present invention, the aluminum content is lower than the lower limit of the composition range of the present invention, and does not include chromium and molybdenum.
  • Comparative Example 4 has a difference in that the carbon content is higher than the upper limit of the composition range of the present invention, the manganese and aluminum content is lower than the lower limit of the composition range of the present invention, and does not include chromium and molybdenum.
  • Comparative Example 5 has a difference in that the carbon content is higher than the upper limit of the composition range of the present invention.
  • Comparative Example 6 has a difference in that the content of manganese is lower than the lower limit of the composition range of the present invention, and the sum of chromium and molybdenum is lower than the lower limit of the composition range of the present invention.
  • Comparative Example 7 has a difference in that it does not include niobium and titanium.
  • Table 2 shows the values of the heat treatment process conditions for manufacturing the cold rolled steel sheets of Comparative Examples and Examples.
  • Comparative Example 9 has a lower coiling temperature than the lower limit of the coiling temperature of the present invention, and Comparative Example 10 has a higher coiling temperature than the upper limit of the coiling temperature. Comparative Example 1 and Comparative Example 8 have a larger value than the upper limit of Equation 3 above. Comparative Example 7, Comparative Example 9, and Comparative Example 11 had a smaller value than the lower limit of Equation 3 above.
  • Table 3 shows the yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation (EL), bake hardening amount (BH), and yield point elongation as physical and mechanical properties of the cold rolled steel sheet prepared above.
  • the Examples satisfied the target ranges for the yield strength (YS), the tensile strength (TS), and the elongation (EL), the bake hardening amount, and the yield point elongation.
  • Comparative Examples 1 to 4 and Comparative Examples 6 to 11 had a yield point elongation of 0.2% or more as a high value compared to the upper limit of the target range of the present invention.
  • Comparative Examples 2 to 7, Comparative Example 9, and Comparative Example 11 had a yield strength higher than the upper limit of the target range of the present invention, and exceeded 275 MPa.
  • Comparative Example 5 the tensile strength was higher than the upper limit of the target range of the present invention, and the elongation was lower than the lower limit of the target range of the present invention. Comparative Examples 1 and 2 showed that the amount of baking hardening was lower than the lower limit of the target range of the present invention.
  • Table 4 shows the fraction of martensite, the average distance between phases, the size of non-ferrous precipitates, and the average distance between particles in the microstructure of the prepared cold-rolled steel sheet.
  • Comparative Examples 1 to 4 martensite, which is an iron-based abnormal particle, was not observed.
  • Comparative Example 1 and Comparative Example 2 showed a small size of non-ferrous precipitates, which are non-ferrous abnormal particles. It is analyzed to have a high yield point elongation by such a microstructure.
  • Comparative Example 5 showed that the martensite fraction was higher than the upper limit of the target range of the present invention. It is analyzed that the microstructure has high tensile strength and low elongation.
  • Comparative Example 7 Comparative Example 8, and Comparative Example 10, the average distance between phases of martensite was higher than the upper limit of the target range of the present invention. It is analyzed that this microstructure has high yield strength and high yield point elongation.
  • Comparative Example 9 showed that the size of the non-ferrous precipitates and the average distance between particles were lower than the lower limit of the target range of the present invention. It is analyzed that this microstructure has high yield strength and high yield point elongation.
  • Table 5 shows the change in yield strength due to work hardening and bake hardening for the manufactured cold-rolled steel sheet.
  • Example 4 Compared to Comparative Example 1, Example 4 showed a large amount of bake hardening for the same preliminary deformation, and thus the increase in yield strength was also large, and as a result, the final yield strength after baking hardening was high. Accordingly, it can be seen that the dent resistance is increased.

Landscapes

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

Abstract

본 발명은, 우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YP): 195 MPa 이상, 인장강도(TS): 340 MPa 이상, 연신율(El): 33% 이상, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa 이상을 만족한다.

Description

우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법
본 발명의 기술적 사상은 냉연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 외판재의 사용 고객은 자동차를 생산하는 1차 고객과, 자동차를 구매하여 사용하는 2차 고객으로 구분 할 수 있다. 1차 고객은 프레스 성형 시 판재의 칫수 정밀도 향상 및 형상 불량 방지를 위해 낮은 항복강도(Yield strength)의 소재를 요구하며, 2차 고객은 덴트 또는 스크래치와 같은 차체 외관의 영구적인 변형을 방지하기 위해 높은 항복강도의 소재를 원한다. 따라서 자동차용 외판 소재는 성형 전에는 항복강도가 낮을 수록 좋으며, 완성차 조립 후에는 항복강도가 높을 수록 좋은 양면적인 특성을 보인다.
극저탄소강으로 제조된 소부 경화강은 성형 전 항복강도가 낮지만, 성형, 도장, 및 건조 이후 항복강도가 증가하는 소부 경화(Bake Hardening) 특성을 가지므로, 상기한 양면적 특성을 모두 충족하기 때문에 자동차용 외판재로 널리 사용되어 왔다. 소부 경화 특성은 프레스 성형 중 생성 된 전위(Dislocation)에 침입형 고용원소(Interstitial solute element)가 고착되어 항복강도가 증가하는 변형 시효 현상을 강화 메커니즘으로 활용 한 것으로, 프레스 성형 중 전위 증식에 의한 가공 경화와 함께 최종 제품의 내덴트성을 향상 시키는 주요 메커니즘으로 널리 활용 되고 왔다.
소부 경화능을 향상시키기 위하여 강재 내의 고용 원소의 양을 증가시키는 방법이 있으나, 고용 원소가 증가 할 경우 소재의 운송 및 프레스 성형 전의 보관 과정에서 자연시효가 발생하여 항복강도가 증가하고, 항복점 연신(Yield point elongation)이 발생하여 칫수 불량, 형상 불량, 표면 결함 등을 유발할 수 있다.
<선행기술문헌>
한국특허출원번호 제10-2011-0053831호
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YP): 195 MPa 이상, 인장강도(TS): 340 MPa 이상, 연신율(El): 33% 이상, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa 이상을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 크롬과 몰리브덴의 총합은 하기의 식에 따라 제어될 수 있다.
0.3 중량%≤ [Cr] + 0.3[Mo]≤ 1.5 중량%
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 페라이트와 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 마르텐사이트의 분율은 0% 초과 ~ 9% 범위이고, 상기 페라이트의 분율은 나머지 분율일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 페라이트는 5 μm ~ 20 μm 범위의 평균 결정립도를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 마르텐사이트 사이의 상간 평균 거리는 2 μm ~ 5.5 μm 범위일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 비철계 석출물을 포함하고, 상기 비철계 석출물의 입자간 평균 거리는 0.05 μm 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 항복강도(YP): 195 MPa ~ 275 MPa, 인장강도(TS): 340 MPa ~ 490 MPa, 연신율(El): 33% ~ 45%, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa ~ 100 MPa을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 변형율 2% ~ 10% 범위에서 가공 경화량: 80 MPa ~ 200 MPa을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 소부 경화 및 가공 경화가 이루어진 후에, 350 MPa ~ 500 MPa 범위의 최종 항복강도를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 항복점 연신이 발생하지 않을 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판은, 항복점 연신율이 0% 초과 ~ 0.2% 미만의 범위를 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 열처리한 냉연강판을 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연강판을 제조하는 단계는, 상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하는 단계; 상기 강재를 1,130℃ ~ 1,230℃ 범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 Ar3 이상의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 600℃ ~ 680℃의 범위에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔 열처리하는 단계는, 하기의 식에 따른 소둔 온도(Temp)와 소둔 시간(Time) 동안 수행될 수 있다.
Figure PCTKR2021019532-appb-img-000001
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔 열처리하는 단계는, 780℃ ~ 840℃의 범위의 온도에서 30초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉각하는 단계는, 상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 15℃/초 ~ 50℃/초 범위의 냉각속도로 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 냉각할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 도금강판은, 모재 강판; 및 상기 모재 강판 표면에 형성된 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층;을 포함하고, 상기 모재 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YP): 195 MPa 이상, 인장강도(TS): 340 MPa 이상, 연신율(El): 33% 이상, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa 이상을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 내텐트성 도금강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계; 상기 소둔 열처리한 냉연강판을 냉각하는 단계; 상기 냉각된 냉연강판을 용융아연 도금하는 단계; 및 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 최종 냉각하는 단계;를 포함하고, 상기 소둔 열처리하는 단계는, 하기의 식에 따른 소둔 온도(Temp)와 소둔 시간(Time) 동안 수행될 수 있다.
Figure PCTKR2021019532-appb-img-000002
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융아연 도금하는 단계를 수행한 후에, 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 내텐트성 냉연강판은 마르텐사이트를 9% 이하로 낮은 함량으로 형성하고, 상기 마르텐사이트의 상간 평균 거리를 감소시켜 균일하게 분산시킨 미세조직을 가진다. 상기 내텐트성 냉연강판은, 첫째, 가공 품질 향상을 위해 항복강도와 연신율을 범용 외판 강판인 340BH의 수준으로 관리할 수 있고, 둘째, 우수한 내시효성을 가지므로, 생산 후 운송 및 보관 과정에서 적어도 1년 또는 그 이상의 기간 동안 항복점 연신 및 항복강도 증가 현상이 발생하기 않고, 셋째, 기존의 340BH 강판과 비교하면, 예비 변형에 따른 소부 경화 거동이 상이하여, 예비 변형이 증가시 소부 경화능이 지속적으로 증가되며, 넷째, 가공 경화능과 소부 경화능이 우수하여, 소부 경화 후의 강판의 항복강도가 소주 경화 전의 60% 이상 증가시킬 수 있다. 따라서, 상기 내텐트성 냉연강판은 가공 전에는 낮은 항복 강도를 가지게 되어 가공성이 증가되고, 가공 후 소부 경화에 의하여 내텐트성이 증가되는 효과를 제공할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 마르텐사이트 분율에 따른 인장강도와 연신율의 변화를 나타내는 그래프이다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 마르텐사이트의 상간 평균 거리에 따른 항복점 연신율의 변화를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 마르텐사이트의 분산도를 나타내는 모식도이다.
도 5는 본 발명의 실시예에 따른 내텐트성 도금강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 발명의 기술적 사상은 자동차용 판재, 특히 자동차용 외판재 적용을 위하여 이상 조직의 분율, 크기, 및 위치를 제어하여, 고성형성, 내시효성, 내덴트성이 우수하고 성형시 표면결함이 없는 냉연강판을 제공한다.
소부 경화능을 가지는 강재가 페라이트 단상으로 이루어지면, 기지 조직에 자연시효 현상을 억제할 수 기구가 없으므로, 강재 중 고용 원소량을 0.0005 중량% ~0.0020 중량%로 제어하는 한계 사항을 유발할 수 있고, 이는 강재의 제조 난이도를 증가시키고, 최종적으로 소부 경화능 및 부품의 내덴트성 향상을 제한할 수 있다.
최근에는 상대적으로 낮은 항복강도와 항복비를 가지고, 가공 경화능, 운송ㅇ보관 중 내시효성, 및 소부 경화능이 우수한 이상조직강(Dual Phase Steel)이 자동차용 고강도 외판재로 일부 적용되어 왔다. 그러나 이상 조직에서 마르텐사이트 증가에 따라 연신율이 감소되어 성형성이 저하되며, 프레스 성형 중 크랙과 네킹이 발생하며, 가공량이 감소하여 가공 경화에 의한 항복강도 증가분이 감소하여 외판재 적용에 한계가 있다.
종래 기술에서는 이상조직강의 특성을 유지 하고 성형성을 향상시키기 위하여 이상조직 분율을 9% 이하로 제어하는 방법이 있으며, 외판재 적용을 위해 연속 항복거동 및 낮은 항복비 특성을 가지게 된다. 그러나, 이와 같이 이상조직 분율이 적을 경우, 이상조직의 위치 및 분포에 따라 항복강도가 증가하거나 불연속 거동이 발생할 수 있으므로, 이상조직의 위치 및 분포에 대하여 고려할 필요가 있다.
내텐트성은 하기의 식 1과 같이 초기 항복강도, 가공 경화, 소부 경화 및 소재 두께에 대하여 관련될 수 있다.
[식 1]
내덴트성 ∝ (초기항복강도 + 가공 경화 + 소부 경화) x (두께)2
이하에서는 본 발명의 기술적 사상에 따른 내텐트성 냉연강판에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
본 발명의 일실시예에 따른 내텐트성 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 내텐트성 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.005% ~ 0.03%
탄소는 강의 강도를 확보하기 위하여 첨가하며, 특히 마르텐사이트 조직의 강도를 증가시킨다. 철계 이상조직인 마르텐사이트는 오스테나이트를 모조직으로 하여 급냉 시 무확산 변태에 의해 생성되며, 탄소의 함량 변화에 따라 강 중 이상조직 분율의 최대값과 최소값이 민감하게 변화할 수 있다. 상기 탄소의 함량이 0.005% 미만인 경우에는, 페라이트 기지 내에 이상조직 분율을 1.0% 이상 확보하기 어려울 수 있다. 상기 탄소의 함량이 0.03%를 초과하는 경우에는, 이상조직 분율이 증가하여 페라이트 기지 내 이상조직 분율을 9% 이하로 관리하기 어려울 수 있다. 따라서, 탄소의 함량을 강판 전체 중량의 0.005% ~ 0.03%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%
망간은 강 중 첨가시 소입 원소로 작용하여 이상조직 형성에 기여한다. 상기 망간의 함량이 1.0% 미만인 경우에는, 이상조직 형성이 어려울 수 있다. 상기 망간의 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는, 소둔 온도 증가 시 오스테나이트 분율이 급격하게 변화하게 되어, 기계적 물성 구현을 위한 이상조직 분율 제어 범위인 9%를 초과할 수 있다. 또한, 뿐만 아니라 망간 함량이 증가할 경우 표면 산화에 의한 미도금 및 표면결함이 발생할 수 있다. 따라서, 망간의 함량을 강판 전체 중량의 1.0% ~ 2.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%
알루미늄은 소둔 중 승온 과정에서 온도 변화에 따른 오스테나이트 변태 분율을 감소시키는 역할을 한다. 알루미늄 첨가시 승온 과정에서의 이상조직 분율 변화를 감소시켜 재질 산포를 감소시킬 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.2% 미만인 경우에는, 알루미늄 첨가 효과가 불충분할 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.8%를 초과하는 경우에는, 이상조직 확보를 위한 소둔 온도가 지나치게 증가하여 양산성이 저하될 수 있고, 소둔 중 산화물성 이물이 형성됨에 따라 덴트와 같은 표면결함이 증가할 수 있다. 또한 제강성 개재물 증가 및 소둔 중 표면산화 현상을 야기할 수 있다. 따라서, 알루미늄의 함량을 강판 전체 중량의 0.2% ~ 0.8%로 첨가하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%
크롬 및 망간은 소입 원소로 작용하여 이상조직 형성에 기여한다. 상기 크롬과 몰리브덴의 총합이 0.3% 미만인 경우에는, 크롬과 몰리브덴의 첨가 효과가 불충분할 수 있다. 상기 크롬과 몰리브덴의 총합이 1.0%를 초과하는 경우에는, 효과가 수렴하게 되고, 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 크롬과 몰리브덴의 총합은 강판 전체 중량의 0.3% ~ 1.5%로 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 크롬과 몰리브덴의 총합은 강판 전체 중량의 0.3% ~ 1.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 크롬과 몰리브덴의 총합은 하기의 식 2에 따라 제어될 수 있다.
[식 2]
0.3 중량%≤ [Cr] + 0.3[Mo]≤ 1.5 중량%
상기 식 2에서, [Cr] 및 [Mo]은 상기 냉연강판에 포함되는 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 함량이며, 각각의 단위는 중량%이다.
또는, 상기 크롬은 강판 전체 중량의 0.3 중량% ~ 1.5 중량% 범위일 수 있다. 상기 몰리브덴은 강판 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.5 중량% 범위일 수 있다.
니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%
니오븀과 티타늄은 석출물 형성 원소로, 석출강화 효과로 강도를 증가시킬 수 있으며, 결정립 미세화 효과도 얻을 수 있다. 본 발명은 열연과정에서 일부 비철계 이상입자(석출물)를 포함하고, 열연 미세조직 제어를 통해 냉간압연 이후 소둔 과정에서 철계 이상입자(마르텐사이트)의 위치 및 분포를 제어하는 기술적 특징을 포함한다. 니오븀과 티타늄은 첨가 시 강 중 탄소와 결합하여 비철계 이상입자를 형성하며 분율이 많을수록, 크기가 작을수록 항복강도를 증가시킨다. 그러나, 항복비가 낮은 자동차용 외판재의 경우에는, 이상입자에 의해 과도하게 항복강도가 증가하게 되면 성형성이 열화될 수 있다. 상기 니오븀과 티타늄의 총합이 0.001% 미만인 경우에는, 첨가 효과가 불충분할 수 있다. 상기 니오븀과 티타늄의 총합이 0.01%를 초과하는 경우에는, 항복강도가 과도하게 증가하여 성형성이 열화될 수 있다. 따라서, 니오븀과 티타늄의 총합은 각각 강판 전체 중량의 0.001% ~ 0.01%로 첨가하는 것이 바람직하다.
또는, 상기 니오븀은 강판 전체 중량의 0.001 중량% ~ 0.01 중량% 범위일 수 있고, 0.001 중량% ~ 0.009 중량% 범위일 수 있다. 상기 티타늄은 강판 전체 중량의 0.001 중량% ~ 0.01 중량% 범위일 수 있고, 0.001 중량% ~ 0.009 중량% 범위일 수 있다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.02%
인은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 다량 함유 시 저온취성이 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.01%
황은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, FeS, MnS 등과 같은 비금속 개재물을 형성하여 굽힘성, 인성, 및 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%
질소는 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 오스테나이트를 안정화에 도움을 줄 수 있지만, Al과 반응하여 AlN을 형성하여 연주 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 질소의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.006%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 제조 방법을 통해 제조된 내텐트성 냉연강판은, 예를 들어 항복강도(YP): 195 MPa 이상, 인장강도(TS): 340 MPa 이상, 및 연신율(El): 33% 이상, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa 이상을 만족할 수 있다.
상기 내텐트성 냉연강판은, 항복강도(YP): 195 MPa ~ 275 MPa, 인장강도(TS): 340 MPa ~ 490 MPa, 연신율(El): 33% ~ 45%, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa ~ 100 MPa을 만족할 수 있다.
상기 내텐트성 냉연강판은, 자동차용 외판의 가공 범위인 변형율 2% ~ 10% 범위에서 80 MPa ~ 200 MPa 범위의 가공 경화량을 가질 수 있다. 따라서, 소부 경화 및 가공 경화가 이루어진 후에, 상기 내텐트성 냉연강판은, 예를 들어 315 MPa ~ 530 MPa 범위의, 예를 들어 350 MPa ~ 500 MPa 범위의 최종 항복강도를 가질 수 있다.
상기 내텐트성 냉연강판은, 항복점 연신이 발생하지 않거나 또는 항복점 연신율이, 예를 들어 0.2% 미만, 예를 들어 0% 초과 ~ 0.2% 미만의 범위를 만족할 수 있다. 구체적으로, 상기 내텐트성 냉연강판은 생산 후 운송 및 보관 과정에서 적어도 1년 또는 그 이상의 기간 동안 항복점 연신이 발생하지 않는다.
상기 내텐트성 냉연강판은, 30℃의 온도에서, 예를 들어 12 개월 또는 그 이상상의, 예를 들어 0일 초과 ~ 365일 범위의 기간 동안 또는 그 이상의 기간 동안 내시효 특성을 가질 수 있다. 상기 내시효 특성이란 상기 내텐트성 냉연강판을 야적 등의 방법으로 보관하여도, 항복 강도 증가가 나타나지 않고, 생산 후 운송 및 보관 과정에서 적어도 1년 또는 그 이상의 기간 동안, 예를 들어 1년 내지 3년 동안 항복점 연신이 발생하지 않는 것을 의미한다.
상기 내텐트성 냉연강판은, 페라이트와 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 포함할 수 있다. 상기 마르텐사이트의 분율은, 예를 들어 0% 초과 ~ 9% 범위일 수 있고, 상기 페라이트의 분율은 나머지 분율로서 포함될 수 있고, 예를 들어 91% 초과 ~ 100% 미만의 범위일 수 있다. 상기 분율은 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다.
상기 페라이트는 5 μm ~ 20 μm 범위의 평균 결정립도를 가질 수 있다. 상기 페라이트의 평균 결정립도가 5 μm 미만인 경우에는, 연신율이 저하될 수 있다. 상기 페라이트의 평균 결정립도가 20 μm를 초과하는 경우에는, 40 MPa 이상의 소부 경화능을 얻을 수 없다.
상기 마르텐사이트의 상간 평균 거리는 2 μm ~ 5.5 μm 범위일 수 있다.
상기 마르텐사이트의 분율과 상간 평균 거리는 저탄소강의 연속 항복 거동 및 내시효성 확보를 위하여 필요할 수 있다.
상기 내텐트성 냉연강판은, 비철계 석출물을 포함할 수 있고, 예를 들어 TiC, NbC, (Ti,Nb)C, TiN, NbN, 및 (Ti,Nb)N 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다. 상기 비철계 석출물은, 예를 들어 0.005 μm 이상, 예를 들어 0.005 μm ~ 0.02 μm 의 크기를 가질 수 있다. 상기 비철계 석출물의 입자간 평균 거리는, 예를 들어 0.05 μm 이상, 예를 들어 0.05 μm ~ 0.5 μm 일 수 있다.
상기 비철계 석출물은 열연 결정립을 미세화하여 상기 마르텐사이트의 핵생성 위치를 제공할 수 있다. 상기 비철계 석출물이 핵생성 위치로 작용함에 따라, 상기 마르텐사이트의 핵생성을 유도할 수 있고, 상기 비철계 석출물의 입자간 평균 거리에 기반하여 상기 마르텐사이트의 상간 평균 거리가 적절한 범위로, 예를 들어 2 μm ~ 5.5 μm 범위로 제어되도록 상기 마르텐사이트가 형성될 수 있다. 상기 비철계 석출물의 크기와 입자간 평균 거리에 대한 제어는, 상기 마르텐사이트의 상간 평균 거리의 제어를 위하여 요구될 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 내텐트성 냉연강판의 제조방법에 관하여 설명한다.
내텐트성 냉연강판의 제조방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
본 발명에 따른 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 제조방법은, 상기 조성의 강재를 이용하여 열연강판을 제조하는 단계(S110); 상기 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S120); 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계(S130); 및 상기 냉연강판을 냉각하는 단계(S140);를 포함한다.
구체적으로, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계(S110); 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S120); 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계(S130); 및 상기 소둔 열처리한 냉연강판을 냉각하는 단계(S140);를 포함할 수 있다.
열연강판 제조단계(S110)
상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하고, 상기 강재를, 예를 들어 1,130℃ ~ 1,230℃ 범위의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생하여 균질화하고, 열간 압연이 가능한 상태로 만들 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,130℃ 미만인 경우에는, 조압연 및 사상압연 단계에서 압연성이 저하되고, 압연 온도가 지나치게 하락 될 경우에는 에지부에 크랙 및 덧살과 같은 표면결함이 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,230℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립의 크기가 증가될 수 있고, 온도 상승에 따른 공정비용이 상승할 수 있다. 상기 재고용된 석출물은 조압연, 사상압연, 권취 단계에서 다시 석출되어 열연 결정립도를 미세화할 수 있다.
상기 재가열 후 통상의 방법으로 열간압연을 행하고, 예를 들어 Ar3 이상의 온도에서, 예를 들어 850℃ ~ 970℃ 범위의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 열간 마무리 압연을 수행하여 열연강판을 제조할 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 850℃ 미만인 경우에는, 페라이트 또는 펄라이트가 생성될 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 970℃를 초과할 경우에는, 스케일 생성의 증가되고, 결정 입경이 조대화되어, 조직의 미세 균일화가 어려울 수 있다.
이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 600℃ ~ 650℃ 미만의 범위, 예를 들어 600℃ ~ 680℃의 범위의 권취온도까지 냉각한다. 상기 냉각은 공냉 또는 수냉 모두 가능하며, 예를 들어 10℃/초 ~ 30℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 냉각 속도가 빠를수록 평균 결정립도 감소에 유리하다. 상기 냉각은 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 600℃ ~ 650℃ 미만의 범위의, 예를 들어 600℃ ~ 680℃의 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다. 상기 귄취온도의 범위는 냉간 압연성, 표면 성상의 관점에서 선택할 수 있다.
본 발명은 비철계 석출물을 통해 열연 결정립도를 미세화하고, 냉간 압연 및 소둔 과정에서 마르텐사이트와 같은 철계 이상조직의 모조직인 오스테나이트 조직이 고르게 분산되어 생성 됨을 목표로 한다. 분산된 오스테나이트 조직과 마르텐사이트 조직은 페라이트 내의 전위밀도 증식 효과를 균일하게 분산하여 최종적으로 저항복비 및 내시효성을 확보함에 있다.
상기 권취온도가 600℃ 미만인 경우에는, 열연에 의하여 형성된 비철계 석출물이 미세화되고, 상기 비철계 석출물간의 간격이 좁아져 제품의 항복강도를 증가시켜 상기한 저항복비 특성의 제품을 얻을 수 없다. 또한, 마르텐사이트 등의 경질상이 과도하게 생성되어 열연강판의 재질이 과도하게 증가하여 냉간압연 시 압연 부하가 현저하게 증가 할 수 있다. 상기 권취 온도가 650 이상인 경우에는, 상기 비철계 석출물은 조대화되나, 열연 결정립 크기가 증가하여 냉간 압연 및 소둔 과정 이후 항복점 연신이 잔류하여 성형 중 표면결함을 유발할 수 있다. 또한, 최종 제품의 미세조직의 불균일성을 초래할 수 있다.
상기 권취하는 단계에서, 상기 비철계 석출물이 형성될 수 있고, 그 크기는 0.005 μm 이상일 수 있고, 상기 비철계 석출물 사이의 간격은 0.05 μm 이상일 수 있다. 상기 비철계 석출물은 마르텐사이트의 핵생성 위치를 제공할 수 있다.
냉연강판 제조단계(S120)
상기 열연강판을 표면 스케일 층을 제거하기 위하여 산으로 세정하는 산세 처리를 수행한다. 이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 40% ~ 70%의 평균 압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 형성한다. 상기 평균 압하율이 높을수록, 조직 미세화 효과로 인한 성형성이 상승되는 효과가 있다. 상기 평균 압하율 40% 미만인 경우에는, 균일한 미세조직을 얻기 어렵다. 상기 평균 압하율이 70%를 초과하는 경우에는, 롤 힘이 증가되어 공정부하가 증가된다. 상기 냉간압연에 의하여 최종 생산되는 강판의 두께를 가질 수 있다. 냉연강판의 조직은 열연강판의 조직이 연신된 형상의 조직을 가질 수 있다.
소둔 열처리 단계(S130)
상기 냉연강판을 통상의 서냉각 구간이 있는 연속 소둔로에서 소둔 열처리한다. 상기 소둔 열처리는 철계 이상입자(마르텐사이트) 조직의 분율 확보 및 균일한 분산을 위해 수행된다.
상기 소둔 열처리는 식 3에 따른 소둔 온도(Temp)와 소둔 시간(Time) 동안 수행될 수 있다.
[식 3]
Figure PCTKR2021019532-appb-img-000003
상기 소둔 열처리의 공정 조건이 상기 식 3의 3 미만인 경우에는, 철계 이상입자인 마르텐사이트 사이의 거리가 5.5 μm 를 초과하게 되어, 항복강도가 과도하게 증가될 수 있다. 상기 소둔 열처리의 공정 조건이 상기 식 3의 30을 초과하는 경우에는, 항복점 연신율이 0.2% 이상이 될 수 있다.
상기 소둔 열처리는, 예를 들어 780℃ ~ 840℃의 범위의 온도에서, 예를 들어 30초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있으며, 보다 낮은 온도, 예를 들어 760℃에서 소둔 열처리를 실시할 경우에는 상기 식 3을 이용하여 소둔 시간을 증가시켜 수행할 수 있다.
상기 소둔 열처리 온도가 780℃ 미만인 경우에는, 철계 이상입자인 마르텐사이트 사이의 거리가 5.5 μm 를 초과하게 되어, 항복강도가 과도하게 증가될 수 있다. 상기 소둔 열처리 온도가 840℃를 초과하는 경우에는, 항복점 연신율이 0.2% 이상이 될 수 있다.
냉각 단계(S140)
상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 예를 들어 15℃/초 이상, 예를 들어 15℃/초 ~ 50℃/초 범위의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각은, 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 냉각할 수 있다. 상기 냉각은 공랭 또는 수냉으로 수행될 수 있다.
냉각 단계(S140)에서, 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 형성될 수 있다. 따라서, 상기 냉각 속도는 상기 오스테나이트가 상기 마르텐사이트로 변태되는 범위를 가질 수 있다.
또한, 냉각 단계(S140)는 서냉 후 급랭하는 다단 냉각으로 수행될 수 있다. 예를 들어, 상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 예를 들어 1℃/초 ~ 15℃/초 범위의 냉각속도로, 예를 들어 600℃ ~ 700℃ 범위로 서냉할 수 있다. 이어서, 상기 서냉한 냉연강판을, 예를 들어 15℃/초 ~ 50℃/초 범위의 냉각속도로, 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 범위로 급랭할 수 있다.
냉각 단계(S140)를 수행한 후에, 450℃ ~ 600℃ 범위의 온도에서 30초 ~ 200초 동안 항온처리를 수행할 수 있다.
냉각 단계(S140)를 수행한 후에, 예를 들어 2% 이하의 압하량으로, 예를 들어 0.1% ~ 0.5% 범위의 압하량으로 조질 압연을 수행할 수 있다.
또한, 상기 내텐트성 냉연강판은 용융아연 도금강판 및 합금화 용융아연 도금강판으로 제조될 수 있다. 이러한 경우에는, 상기 냉각 단계(S140)는 450℃ ~ 600℃ 범위를 냉각종료온도로서 수행할 수 있다. 이에 대하여는 하기에 상세하게 설명하기로 한다.
내텐트성 냉연강판의 미세조직
이하에서는, 본 발명의 기술적 사상에 따른 내텐트성 냉연강판의 미세조직에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 마르텐사이트 분율에 따른 인장강도와 연신율의 변화를 나타내는 그래프이다.
도 2를 참조하면, 상기 마르텐사이트 분율이 증가하면, 인장강도는 선형적으로 증가하고, 연신율은 선형적으로 감소한다. 목표하는 인장강도와 연신율의 범위를 만족하기 위하여는, 상기 마르텐사이트 분율이 9% 이하인 것이 바람직하다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 마르텐사이트의 상간 평균 거리에 따른 항복점 연신율의 변화를 나타내는 그래프이다.
도 3을 참조하면, 0.5% ~ 0.7%의 압하율로 조질 압연(SPM)을 수행한 후의 결과이다. 마르텐사이트의 상간 평균 거리가 5.5 μm 이하에서는 항복점 연신율이 나타나지 않거나 거의 0%에 가까운 수준으로 나타났다. 반면, 상기 마르텐사이트의 상간 평균 거리가 5.5 μm를 초과하는 경우에는 항복점 연신율이 급격하게 증가함을 알 수 있다. 따라서, 내시효와 가공 경화능을 확보하기 위하여는 상기 마르텐사이트의 상간 평균 거리가 5.5 μm 이하인 것이 바람직하다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 내텐트성 냉연강판의 마르텐사이트의 분산도를 나타내는 모식도이다.
도 4를 참조하면, 비교예의 경우에는 소둔 열처리를 상기 식 3의 범위를 벗어나는 영역에서 수행하는 경우로서, 높은 전위밀도를 가지는 페라이트(high dislocation density ferrite)가 불균일하게 분산되고, 이에 따라 마르텐사이트의 상간 평균 거리가 5.5 μm를 초과하여 형성될 수 있다.
반면, 본 발명의 실시예에서는, 소둔 열처리를 상기 식 3의 범위 내에서 수행하는 경우로서, 높은 전위밀도를 가지는 페라이트가 전체적으로 균일하게 분산되고, 이에 따라 마르텐사이트의 상간 평균 거리가 5.5 μm 이하로 형성될 수 있다. 이러한 마르텐사이트의 형성은 0.05 μm 이상의 입자간 평균 거리를 가지는 비철계 석출물이 전체적으로 균일하게 형성됨으로써 구현될 수 있다.
내텐트성 도금강판의 제조방법
이하에서는, 본 발명에 따른 내텐트성 도금강판 및 그의 제조방법에 관하여 설명한다.
상기 내텐트성 도금강판을 이용하여 용융아연도금 강판 및 합금화 용융아연도금 강판과 같은 내텐트성 도금강판을 형성할 수 있다.
도 5는 본 발명의 실시예에 따른 내텐트성 도금강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 5를 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 내텐트성 도금강판의 제조방법은, 상기 조성의 강재를 이용하여 열연강판을 제조하는 단계(S210); 상기 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S220); 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계(S230); 상기 냉연강판을 냉각하는 단계(S240); 상기 냉연강판을 용융아연 도금하는 단계(S250); 및 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 최종 냉각하는 단계(S270);를 포함한다.
또한, 상기 내텐트성 도금강판의 제조방법은, 상기 용융아연 도금하는 단계(S250)를 수행한 후에 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계(S260)를 더 포함할 수 있다.
구체적으로, 상기 내텐트성 도금강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계(S210); 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S220); 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계(S230); 및 상기 소둔 열처리한 냉연강판을 냉각하는 단계(S240); 상기 다단 냉각된 냉연강판을 용융아연 도금하는 단계(S250); 및 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 최종 냉각하는 단계(S270);를 포함할 수 있다.
또한, 상기 초고장력 도금강판의 제조방법은, 상기 용융아연 도금하는 단계(S250)를 수행한 후에 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계(S260);를 더 포함할 수 있다.
열연강판을 제조단계(S210)는 상술한 열연강판을 제조단계(S110)와 동일할 수 있다. 냉연강판 제조단계(S220)는 상술한 냉연강판 제조단계(S120)와 동일할 수 있다. 소둔 열처리하는 단계(S230)는 상술한 소둔 열처리하는 단계(S130)와 동일할 수 있다.
냉각 단계(S240)
냉각 단계(S240)에서는, 상기 소둔 열처리한 냉연강판을 냉각한다. 상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 예를 들어 1℃/초 ~ 10℃/초 범위의 냉각속도로, 예를 들어 450℃ ~ 600℃의 냉각종료온도로 냉각한다. 상기 도금강판의 경우에는 상술한 상기 냉연강판에 비하여 상기 냉각종료온도가 높은 상이점이 있다.
상기 냉각종료온도가 450℃ 미만인 경우에는, 강판 온도가 낮아져서 아연 도금 시에 아연 도금욕 내에 드로스가 발생할 수 있다. 상기 냉각종료온도가 600℃를 초과하는 경우에는, 아연 도금욕의 온도가 증가하게 되어 사고가 발생할 수 있다.
용융아연 도금단계(S250)
용융아연 도금단계(S250)에서는, 상기 냉각된 냉연강판을, 예를 들어 450℃ ~ 600℃ 범위의 온도에서 용융아연 도금욕에 침지하여, 냉연강판 표면에 용융아연 도금층이 형성시킴으로써, 용융아연 도금강판을 형성할 수 있다. 상기 용융아연 도금단계는, 예를 들어 30초 ~ 200초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
합금화 열처리단계(S260)
상기 용융아연 도금강판을, 예를 들어 490℃ ~ 630℃의 범위의 온도에서, 예를 들어 10초 ~ 60초 범위의 시간 동안 합금화 열처리를 수행하여 합금화 용융아연 도금강판을 형성할 수 있다. 상기 합금화 열처리단계는(S260), 이전의 용융아연 도금단계(S250)를 수행한 후에 냉각하지 않고 연속하여 수행할 수 있다. 상기 조건으로 합금화 열처리 시 용융아연 도금층이 안정적으로 성장되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 490℃ 미만인 경우에는, 합금화가 충분히 진행되지 못해 용융아연 도금층의 건전성이 저하될 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 630℃를 초과하는 경우에는, 이상역 온도 구간으로 넘어가게 되면서 재질의 변화가 발생할 수 있다.
최종 냉각단계(S270)
최종 냉각단계(S270)에서는, 상기 용융아연 도금된 냉연강판을, 즉 상기 용융아연 도금강판 또는 합금화 용융아연 도금강판을 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 냉각한다. 상기 냉각은 공랭 또는 수냉으로 수행될 수 있다. 냉각속도는, 예를 들어 15℃/초 이상, 예를 들어 15℃/초 ~ 50℃/초 범위의 냉각속도로 냉각한다.
최종 냉각단계(S270)에서, 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 형성될 수 있다. 따라서, 상기 냉각 속도는 상기 오스테나이트가 상기 마르텐사이트로 변태되는 범위를 가질 수 있다.
최종 냉각 단계(S270)를 수행한 후에, 450℃ ~ 600℃ 범위의 온도에서 30초 ~ 200초 동안 항온처리를 수행할 수 있다.
상술한 제조방법에 의하여 형성된, 내텐트성 도금강판은, 모재 강판; 및 상기 모재 강판 표면에 형성된 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층;을 포함할 수 있다. 상기 모재 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있고, 항복강도(YP): 195 MPa 이상, 인장강도(TS): 340 MPa 이상, 연신율(El): 33% 이상, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa 이상을 만족할 수 있다.
상기 내텐트성 도금강판은, 상술한 바와 같은 상기 내텐트성 냉연강판의 물성과 미세조직 특성을 가질 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
하기 표 1의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강을 준비하고, 소정의 열연 및 냉연 공정 및 열처리 공정을 거쳐 실시예들과 비교예들에 따른 냉연강판을 준비하였다. 잔부는 철(Fe)이다.
Figure PCTKR2021019532-appb-img-000004
표 1을 참조하면, 실시예들과 비교예8 내지 비교예11은 본 발명의 조성 범위를 만족한다.
비교예1은 탄소, 망간, 알루미늄의 함량이 본 발명의 조성 범위의 하한에 비하여 낮고, 크롬과 몰리브덴을 포함하지 않는 상이점이 있다. 비교예2는 알루미늄의 함량이 본 발명의 조성 범위의 하한에 비하여 낮고, 크롬과 몰리브덴을 포함하지 않는 상이점이 있다. 비교예3은 탄소의 함량이 본 발명의 조성 범위의 상한에 비하여 높고, 알루미늄의 함량이 본 발명의 조성 범위의 하한에 비하여 낮고, 크롬과 몰리브덴을 포함하지 않는 상이점이 있다. 비교예4는 탄소의 함량이 본 발명의 조성 범위의 상한에 비하여 높고, 망간 및 알루미늄의 함량이 본 발명의 조성 범위의 하한에 비하여 낮고, 크롬과 몰리브덴을 포함하지 않는 상이점이 있다. 비교예5는 탄소의 함량이 본 발명의 조성 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있다. 비교예6은 망간의 함량이 본 발명의 조성 범위의 하한에 비하여 낮고, 크롬과 몰리브덴의 총합이 본 발명의 조성 범위의 하한에 비하여 낮은 상이점이 있다. 비교예7은 니오븀과 티타늄을 포함하지 않는 상이점이 있다.
표 2는 비교예들과 실시예들의 냉연강판들을 제조하는 열처리 공정 조건 값들을 나타낸다.
Figure PCTKR2021019532-appb-img-000005
표 2를 참조하면, 실시예들과 비교예2 내지 비교예6은 본 발명의 공정 조건을 만족한다.
비교예9는 본 발명의 권취온도의 하한에 비하여 낮은 권취온도를 가지며, 비교예10은 상기 권취 온도의 상한에 비하여 높은 권취온도를 가진다. 비교예1 및 비교예8은 상기 식 3의 상한에 비하여 큰 값을 가진다. 비교예7, 비교예9, 및 비교예11은 상기 식 3의 하한에 비하여 작은 값을 가진다.
표 3은 상기 제조된 냉연강판에 대하여, 물리적 및 기계적 물성으로서, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 소부 경화량(BH), 및 항복점 연신율을 나타낸다.
Figure PCTKR2021019532-appb-img-000006
표 3을 참조하면, 실시예들은 항복강도(YS), 인장강도(TS), 및 연신율(EL), 소부 경화량, 및 항복점 연신율에 대하여 목표 범위를 만족하였다.
상기 항복점 연신율에 대하여 검토하면, 비교예1 내지 비교예4 및 비교예 6 내지 비교예11은 항복점 연신율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높은 값으로서 0.2% 이상으로 나타났다.
상기 항복강도에 대하여 검토하면, 비교예2 내지 비교예7, 비교예9, 및 비교예11은 항복강도가 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높은 값으로서 275 MPa을 초과하였다.
또한, 비교예5는 인장강도가 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높고, 연신율이 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮게 나타났다. 비교예 1 및 비교예2는 소부 경화량이 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮게 나타났다.
표 4는 상기 제조된 냉연강판의 미세조직에서 마르텐사이트의 분율과 상간 평균 거리와 비철계 석출물의 크기와 입자간 평균 거리를 나타낸다.
Figure PCTKR2021019532-appb-img-000007
표 4를 참조하면, 실시예들은 마르텐사이트의 분율과 크기 및 비철계 석출물의 분율과 크기에 대하여 목표 범위를 만족하였다.
비교예1 내지 비교예4는 철계 이상입자인 마르텐사이트가 관찰되지 않았다. 또한, 비교예1과 비교예2는 비철계 이상입자인 비철계 석출물의 크기가 작게 나타났다. 이러한 미세조직에 의하여 높은 항복점 연신율을 가지는 것으로 분석된다.
비교예5는 마르텐사이트 분율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높게 나타났다. 이러한 미세조직에 의하여 높은 인장강도와 낮은 연신율을 가지는 것으로 분석된다.
비교예6 및 비교예11은 마르텐사이트 분율이 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮게 나타났고, 마르텐사이트의 상간 평균 거리는 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높게 나타났다. 이러한 미세조직에 의하여 높은 항복강도와 높은 항복점 연신율을 가지는 것으로 분석된다.
비교예7, 비교예8, 및 비교예10은 마르텐사이트의 상간 평균 거리가 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높게 나타났다. 이러한 미세조직에 의하여 높은 항복강도와 높은 항복점 연신율을 가지는 것으로 분석된다.
비교예9는 비철계 석출물의 크기 및 입자간 평균 거리가 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮게 나타났다. 이러한 미세조직에 의하여 높은 항복강도와 높은 항복점 연신율을 가지는 것으로 분석된다.
표 5는 상기 제조된 냉연강판에 대하여, 가공 경화 및 소부 경화에 의한 항복 강도의 변화를 나타낸다.
Figure PCTKR2021019532-appb-img-000008
표 5를 참조하면, 비교예1의 강판과 실시예4의 강판에 대하여 예시적인 결과가 나타나있다. 비교예1에 비하여 실시예4는 동일한 예비 변형에 대하여 소부 경화량이 크게 나타났고, 이에 따라 항복강도의 증가량도 크게 되어, 결과적으로 소부 경화 후의 최종 항복강도가 높게 나타났다. 따라서, 내덴트성이 증가됨을 알 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (20)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    항복강도(YP): 195 MPa 이상, 인장강도(TS): 340 MPa 이상, 연신율(El): 33% 이상, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa 이상을 만족하는,
    내텐트성 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 크롬과 몰리브덴의 총합은 하기의 식에 따라 제어되는,
    0.3 중량%≤ [Cr] + 0.3[Mo]≤ 1.5 중량%
    내텐트성 냉연강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 내텐트성 냉연강판은,
    페라이트와 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 포함하는,
    내텐트성 냉연강판.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 마르텐사이트의 분율은 0% 초과 ~ 9% 범위이고,
    상기 페라이트의 분율은 나머지 분율인,
    내텐트성 냉연강판.
  5. 제 3 항에 있어서,
    상기 페라이트는 5 μm ~ 20 μm 범위의 평균 결정립도를 가지는,
    내텐트성 냉연강판.
  6. 제 3 항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 사이의 상간 평균 거리는 2 μm ~ 5.5 μm 범위인,
    내텐트성 냉연강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 내텐트성 냉연강판은,
    비철계 석출물을 포함하고,
    상기 비철계 석출물의 입자간 평균 거리는 0.05 μm 이상인,
    내텐트성 냉연강판.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 내텐트성 냉연강판은,
    항복강도(YP): 195 MPa ~ 275 MPa, 인장강도(TS): 340 MPa ~ 490 MPa, 연신율(El): 33% ~ 45%, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa ~ 55 MPa을 만족하는,
    내텐트성 냉연강판.
  9. 제 1 항에 있어서,
    상기 내텐트성 냉연강판은,
    변형율 2% ~ 10% 범위에서 가공 경화량: 80 MPa ~ 200 MPa을 만족하는,
    내텐트성 냉연강판.
  10. 제 1 항에 있어서,
    상기 내텐트성 냉연강판은,
    소부 경화 및 가공 경화가 이루어진 후에,
    350 MPa ~ 500 MPa 범위의 최종 항복강도를 가지는,
    내텐트성 냉연강판.
  11. 제 1 항에 있어서,
    상기 내텐트성 냉연강판은,
    항복점 연신이 발생하지 않는,
    내텐트성 냉연강판.
  12. 제 1 항에 있어서,
    상기 내텐트성 냉연강판은,
    항복점 연신율이 0% 초과 ~ 0.2% 미만의 범위를 만족하는,
    내텐트성 냉연강판.
  13. 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계; 및
    상기 소둔 열처리한 냉연강판을 냉각하는 단계;를 포함하는,
    내텐트성 냉연강판의 제조방법.
  14. 제 13 항에 있어서,
    상기 열연강판을 제조하는 단계는,
    상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하는 단계;
    상기 강재를 1,130℃ ~ 1,230℃ 범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 Ar3 이상의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 600℃ ~ 680℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함하는,
    내텐트성 냉연강판의 제조방법.
  15. 제 13 항에 있어서,
    상기 소둔 열처리하는 단계는,
    하기의 식에 따른 소둔 온도(Temp)와 소둔 시간(Time) 동안 수행되는,
    Figure PCTKR2021019532-appb-img-000009
    내텐트성 냉연강판의 제조방법.
  16. 제 13 항에 있어서,
    상기 소둔 열처리하는 단계는,
    780℃ ~ 840℃의 범위의 온도에서 30초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행되는,
    내텐트성 냉연강판의 제조방법.
  17. 제 13 항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는,
    상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 15℃/초 ~ 50℃/초 범위의 냉각속도로 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 냉각하는,
    내텐트성 냉연강판의 제조방법.
  18. 모재 강판; 및
    상기 모재 강판 표면에 형성된 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층;을 포함하고,
    상기 모재 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    항복강도(YP): 195 MPa 이상, 인장강도(TS): 340 MPa 이상, 연신율(El): 33% 이상, 및 소부 경화량(BH): 40 MPa 이상을 만족하는,
    내텐트성 도금강판.
  19. 중량%로, 탄소(C): 0.005% ~ 0.03%, 망간(Mn): 1.0% ~ 2.5%, 알루미늄(Al): 0.2% ~ 0.8%, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0.3% ~ 1.5%, 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)의 총합: 0.001% ~ 0.01%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계;
    상기 소둔 열처리한 냉연강판을 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 냉연강판을 용융아연 도금하는 단계; 및
    상기 용융아연 도금된 냉연강판을 최종 냉각하는 단계;를 포함하고,
    상기 소둔 열처리하는 단계는,
    하기의 식에 따른 소둔 온도(Temp)와 소둔 시간(Time) 동안 수행되는,
    Figure PCTKR2021019532-appb-img-000010
    내텐트성 도금강판의 제조방법.
  20. 제 19 항에 있어서,
    상기 용융아연 도금하는 단계를 수행한 후에,
    상기 용융아연 도금된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계;를 더 포함하는,
    내텐트성 도금강판의 제조방법.
PCT/KR2021/019532 2020-12-29 2021-12-21 우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법 WO2022145857A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202180033041.9A CN115605627A (zh) 2020-12-29 2021-12-21 具有优异的抗凹痕性的抗凹痕冷轧钢板、抗凹痕镀覆钢板及其制造方法
US17/922,626 US20230167519A1 (en) 2020-12-29 2021-12-21 Dent-resistant cold-rolled steel sheet having excellent dent-resistance properties, dent-resistant plated steel sheet, and method for manufacturing same
EP21915655.1A EP4273291A1 (en) 2020-12-29 2021-12-21 Dent-resistant cold-rolled steel sheet having excellent dent-resistance properties, dent-resistant plated steel sheet, and method for manufacturing same
MX2022013832A MX2022013832A (es) 2020-12-29 2021-12-21 Lamina de acero laminado en frio resistente a las dentaduras que tiene excelentes propiedades de resistencia a las dentaduras, lamina de acero revestida resistente a las dentaduras y metodo de fabricacion de la misma.

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200186457A KR102556444B1 (ko) 2020-12-29 2020-12-29 우수한 내덴트 특성을 가지는 내덴트성 냉연강판, 내덴트성 도금강판 및 그 제조방법
KR10-2020-0186457 2020-12-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022145857A1 true WO2022145857A1 (ko) 2022-07-07

Family

ID=82259497

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2021/019532 WO2022145857A1 (ko) 2020-12-29 2021-12-21 우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230167519A1 (ko)
EP (1) EP4273291A1 (ko)
KR (1) KR102556444B1 (ko)
CN (1) CN115605627A (ko)
MX (1) MX2022013832A (ko)
WO (1) WO2022145857A1 (ko)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11310849A (ja) * 1998-04-27 1999-11-09 Nkk Corp 成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
KR20040066935A (ko) * 2002-06-25 2004-07-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
JP2009270125A (ja) * 2008-04-08 2009-11-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 亜鉛系溶融めっき鋼板
KR20110053831A (ko) 2009-11-16 2011-05-24 경희대학교 산학협력단 수직 연결 수단을 가진 철근 콘크리트 복합 기둥 및 이를 이용한 건축 시공 방법
US20140261919A1 (en) * 2013-03-14 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof
KR20150026734A (ko) * 2013-08-30 2015-03-11 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11310849A (ja) * 1998-04-27 1999-11-09 Nkk Corp 成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
KR20040066935A (ko) * 2002-06-25 2004-07-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
JP2009270125A (ja) * 2008-04-08 2009-11-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 亜鉛系溶融めっき鋼板
KR20110053831A (ko) 2009-11-16 2011-05-24 경희대학교 산학협력단 수직 연결 수단을 가진 철근 콘크리트 복합 기둥 및 이를 이용한 건축 시공 방법
US20140261919A1 (en) * 2013-03-14 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof
KR20150026734A (ko) * 2013-08-30 2015-03-11 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
US20230167519A1 (en) 2023-06-01
CN115605627A (zh) 2023-01-13
MX2022013832A (es) 2022-11-30
KR102556444B1 (ko) 2023-07-18
KR20220094830A (ko) 2022-07-06
EP4273291A1 (en) 2023-11-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2015174605A1 (ko) 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2016098964A1 (ko) 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
WO2017222189A1 (ko) 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2019124693A1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2018110867A1 (ko) 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2016104881A1 (ko) 굽힘 특성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법
WO2018117501A1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2016098963A1 (ko) 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2017171366A1 (ko) 항복강도와 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
WO2020050573A1 (ko) 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2018080133A1 (ko) 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
WO2017105025A1 (ko) 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2017188654A1 (ko) 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
WO2018117523A1 (ko) 고온연신 특성이 우수한 고강도 강판, 온간프레스 성형부재 및 이들의 제조방법
WO2020022778A1 (ko) 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2017155263A1 (ko) 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
WO2018105904A1 (ko) 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
WO2017051998A1 (ko) 도금 강판 및 이의 제조방법
WO2019124781A1 (ko) 상온내시효성 및 소부경화성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법
WO2022139400A1 (ko) 점용접성 및 성형성이 우수한 초고장력 냉연강판, 초고장력 도금강판 및 그 제조방법
WO2016093513A2 (ko) 성형성이 우수한 복합조직강판 및 이의 제조방법
WO2022086050A1 (ko) 연성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
WO2018117500A1 (ko) 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법
WO2022145857A1 (ko) 우수한 내텐트 특성을 가지는 내텐트성 냉연강판, 내텐트성 도금강판 및 그 제조방법
WO2017018659A1 (ko) 내시효성 및 소부경화성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21915655

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112022022312

Country of ref document: BR

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01E

Ref document number: 112022022312

Country of ref document: BR

Free format text: APRESENTAR, EM ATE 60 (SESSENTA) DIAS, NOVAS FOLHAS DO RELATORIO DESCRITIVO ADAPTADAS AO ART. 39 DA INSTRUCAO NORMATIVA 31/2013 UMA VEZ QUE O CONTEUDO ENVIADO NA PETICAO NO 870220101477 DE 03/11/2022 ENCONTRA-SE FORA DA NORMA.

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021915655

Country of ref document: EP

Effective date: 20230731

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112022022312

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20221103