KR20120052023A - 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조한다.
상기한 목적을 달성하기 위한 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조한다.
Description
본 발명은 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 박 슬라브 연주법을 이용하여 연신율 특성이 우수할 뿐만 아니라 재질편차가 작은 고강도 냉연 DP강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
이에 따라 자동차 차체의 경량화와 고강도화를 동시에 만족시키기 위하여 590MPa급 이상의 고강도 강판이 적극적으로 개발 사용되고 있다. 또한, 자동차용 강판은 대부분 프레스 가공에 의해서 성형되기 때문에, 우수한 프레스 성형성이 요구되며, 이것을 확보하기 위해서는 낮은 항복강도, 높은 연성과 함께 균일한 재질특성을 갖는 제품이 제조가 필요하다.
변태조직강 중에서 낮은 항복강도를 갖는 고강도 제품은 페라이트와 마르텐사이트의 2상으로 주로 이루어진 소위 DP(Dual Phase)강이 대표적이다. DP강은 페라이트와 마르텐사이트가 공존하는 복합미세조직을 갖는 강으로 마르텐사이트에 인접하는 페라이트의 입계에 인접하는 가동전위에 의해 항복비가 낮아지게 된다. 이러한 이유로 인하여 가공시의 탄성회복량이 작아서 형상동결성이 우수하고 석출경화 강판에 비해 연신율이 크기 때문에 어느 정도 가공성이 요구되는 고강도 부품에 사용될 수 있다.
고강도 냉연 DP강의 제조기술에 대해서는 미국 등록특허 제4436561호, 일본 등록특허 제1311609호, 제1922459호, 제2133123호, 제2940235호 및 제2658706호 등의 특허가 알려져 있으나, 이들 선행기술은 모두 기존밀 공정에서 제조하는 방법에 관한 것으로서 실제 라인에서 생산시 재질편차가 폭방향 및 길이방향으로 크게 발생하는 문제를 피하기 어려운 실정이다.
또한, 기존밀에서 DP강을 제조하는 경우에는 통상 열연 공정의 마무리 압연속도가 400mpm 이상으로 빠르기 때문에 Ms온도 이하의 낮은 온도로 권취해야 하는 DP강의 제조 특성 상 원하는 재질을 안정적으로 확보하기가 쉽지 않는 문제점이 있있다.
한편, 최근 주목을 받고 있는 새로운 철강공정인 소위 박 슬라브 연주에 의해 판재를 제조하는 미니밀 공정은 공정 특성상 스트립의 폭방향 길이방향으로 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태조직강을 제조할 수 있는 잠재능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다. 그러나, 유럽 등록특허 제2020294호, 일본 공개특허 제2000-63955호, 제2000-63956호, PCT 공개특허 WO00/055381 등에서 보는 바와 같이 대부분의 특허가 주로 열연 DP강의 제조방법에 대한 것으로서 열간압연 후 권취까지의 냉각기술에 대한 내용이 주를 이루고 있으며, 미니밀 공정의 특성을 이용하여 기존보다 우수한 재질특성을 갖는 냉연 DP강의 제조기술에 대해서는 제시하고 있지 못한 실정이다.
본 발명은 이러한 당업계의 실정을 고려하여 개발된 것으로서, 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위해 본 발명은 다음과 같은 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것으로 구성된다.
본 발명에 따른 또 다른 제조방법은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것으로 구성된다.
또한, 상기한 제조방법들은, 상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 조압연 단계는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 950 ~ 1100℃로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 450 ~ 680℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔 단계는 상기 냉간압연된 스트립을 750 ~ 840℃로 연속소둔하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 구성된 본 발명에 따른 인장강도 590MPa급의 고강도 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법에 의하면, 박 슬라브 연주법을 이용하여 우수한 가공성을 확보함과 동시에 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 재질편차를 현저히 감소시킨 우수한 품질의 고강도 냉연 DP강을 제조할 수 있다.
또한, 박 슬라브 연주법을 통해 기존밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지 절감 및 생산성 향상을 도모할 수 있다.
또한, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높여줄 수 있다.
도 1은 본 발명의 미니밀 공정을 도시한 개략도.
이하에서 본 발명의 기술구성을 보다 상세히 설명한다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 박 슬라브 연주법을 이용한 미니밀 공정을 통해 고강도 냉연 DP강을 제조하는 방법에 대한 것이므로, 먼저 도 1을 참조로 본 발명에 따른 미니밀 공정을 간단히 설명한다. 이 미니밀 공정에 의해 제조된 열연 스트립은 공지의 냉연공정(산세, 냉간압연, 연속소둔, 냉각 열처리)을 거쳐 최종 냉연 DP강이 제조되는 바, 냉연공정에 대한 설명은 생략하기로 한다.
먼저, 연속주조기(10)에서 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조한다. 이는 기존밀의 연속주조기에서 생산하는 200mm 이상의 슬라브와 대비하여 박 슬라브(Thin slab)라고 한다. 종래 200mm 이상의 슬라브는 야적장 등에서 완전히 냉각되므로, 열간압연을 하기 전에 재가열로에서 표면온도 1100℃ 이상으로 충분히 재가열하여야 했다. 이에 반해 상기 박 슬라브는 재가열로를 거치지 아니하고 곧바로 조압연기(20)로 이송되기 때문에, 연주열을 그대로 이용할 수 있어 에너지를 절감하고 생산성을 크게 향상시킬 수 있다.
조압연기(20)에서 일정 두께 이하의 열연 스트립으로 압연되고, 이 과정에서 저하된 스트립의 온도를 가열수단(30)을 이용해 보상한 후, 가열된 열연 스트립(b)을 마무리 압연기(50)에서 원하는 최종 두께로 압연하고, ROT[Run Out Table(60)](이하 "런아웃 테이블"이라 함)를 통해 냉각시킨 다음, 권취기(70)에서 일정한 온도로 최종 권취함으로써 원하는 재질의 열연 강판을 제조한다.
이 때, 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 마무리 압연기(50) 앞에 코일 박스(40)를 설치하여 유도 가열기(30)를 통과한 열연 스트립(b)을 1차 권취하도록 구성될 수도 있다. 최근에 6mpm 이상의 고속 연주법이 현실화됨에 따라 상기 코일 박스(40)를 사용하지 않는 진정한 의미의 연연속 압연 공정도 개발되고 있고 있다.
상술한 미니밀 및 냉연 공정을 통해 제조되는 본 발명의 고강도 냉연 DP강은, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 각 원소의 기능 및 함량 범위에 대해 간단히 설명한다.
상기 C는 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 확보하는 데 매우 중요한 원소이다. 그 함량이 0.05% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없는 반면, 0.11%를 초과하게 되면 인성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아질뿐만 아니라 연속주조 시 주편크랙이 발생할 위험이 크게 증가한다. 따라서, C의 함량은 0.05 ~ 0.11%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려운 반면, 0.8%를 초과하게 되면 표면특성 및 용접성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Si의 함량은 0.01 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진한다. 그 함량이 1.2% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.2%를 초과하게 되면 박 슬라브 연주주조성 및 편석 등의 문제가 발생될 가능성이 높아진다. 따라서, Mn의 함량은 1.2 ~ 2.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 P은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 프레스 성형성이 열화될 가능성이 높아진다. 따라서, P의 함량은 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 S은 강 중 불순물 원소로서 슬라브 표면결함과 함께 강판의 연성과 용접성을 저하시키는 원소이다. 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 어려우며, 0.02%를 초과하게 되면 슬라브 결함을 유발하고 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아진다. 따라서, S의 함량은 0.001 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 산가용 Al은 강 중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 1.0%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라 제조비용이 증가하게 된다. 따라서, 산가용 Al의 함량은 0.01 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이다. 그 함량이 0.001% 미만의 경우에는 상기 효과를 기대하기 어렵고, 0.02%를 초과하는 경우 상기 효과는 포화되는 반면 박 슬라브 연주주편의 에지크랙 결함이 유발될 수 있다. 따라서 N의 함량은 0.001 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb)는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 일종의 불순물 원소로서 그 함량이 0.18%를 초과하면 박 슬라브 연주 주편의 표면크랙을 유발하는 원인이 되므로 0.18% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성되는 강에 추가로 B, Cr, Sb, Ti, Nb, V 및 Mo 중 1종 이상 첨가할 수 있다. 상기 원소들은 본 발명에서 목적으로 하는 고강도 냉연 DP강의 기본 물성 확보에 결정적인 영향을 주는 원소는 아니지만, 제품의 인장강도, 항복강도 및 표면품질의 미세제어 등을 위하여 1종이상 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이다. 그 함량이 0.0002% 미만인 경우에는 상기 효과를 기대할 수 없고, 0.005%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 연신율을 크게 떨어질 가능성이 높아진다. 따라서, B의 함량은 0.0002 ~ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어려운 반면, 2.0%를 초과하게 되면 상기 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Cr의 함량은 0.01 ~ 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Sb는 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 표면 결함을 저하시키며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 나타내는 원소이다. 그 함량이 0.005% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 0.1%를 초과하게 되면 상기 효과는 크게 증가하지 않는 반면에 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb의 함량은 0.005 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ti, Nb 및 V은 강판의 항복강도 상승 및 입도 미세화를 꾀하기에 유효한 원소이다. 상기 원소들의 함량이 0.001% 미만의 경우에는 이와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 페라이트 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ti, Nb 및 V의 함량은 각각 0.001 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mo은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트 미세화 및 강도 향상을 위하여 첨가하는 원소이다. 그 함량이 0.005% 미만에서는 이와 같은 효과를 얻을 수 없고, 0.5%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 가능성이 높아진다. 따라서, Mo의 함량은 0.005 ~ 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
상기와 같은 성분으로 이루어진 용강을 사용하여 본 발명에 따른 고강도 냉연 DP강의 제조방법을 상세히 설명한다.
앞서 도 1을 참조로 설명한 바와 같이, 본 발명은 연속주조, 조압연, 가열, 마무리 압연, 냉각 및 권취 단계로 된 미니밀 열연 공정과 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계로 된 냉연 공정으로 구성되는데, 본 발명의 특징적 기술구성은 상기 각 단계의 조업 조건을 새로이 제어하여 목표인 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강을 제조하는 것이다.
상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 통상 인장강도 590MPa급 이상의 강은 강 중 C, Mn, Si 등의 강도 확보를 목적으로 첨가되는 원소들의 함량이 연질제품 대비하여 많기 때문에 주조속도가 느릴수록 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 이러한 편석이 발생하면 강도확보가 어려울 뿐만 아니라 폭방향 또는 길이방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 크기 때문에 그 속도를 4.5mpm 이상으로 한정한다.
상기 조압연 단계는 연속주조된 박 슬라브를 2 ~ 4개의 스탠드로 구성된 조압연기에서 조압연하다. 이 때, 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것이 바람직하다.
조압연기 입측에서의 박 슬라브의 표면온도가 950℃ 미만인 경우는 조압연 하중이 크게 증가할 뿐만 아니라 에지 크랙이 발생할 위험이 증가하고, 1100℃를 초과하는 경우는 산수형 스케일이 발생할 위험이 있으므로 그 온도를 950 ~ 1100℃로 제한한다.
또한, 조압연 시의 누적 압하율은 본 발명에서 목표로 하는 재질이 균일한 제품을 얻는데 중요한 역할을 한다. 즉 조압연 시 압하율이 높을수록 DP강 제조에 중요한 원소들인 Mn, Si, Al 등의 미시적인 분포가 균일해질 뿐 아니라, 스트립의 폭방향 및 두께방향의 온도구배도 작아지므로 균일한 재질을 얻는데 매우 유효하다. 하지만 누적 압하율이 65% 미만인 경우는 상기의 효과가 충분히 발휘되지 못하며, 90%를 초과하는 경우는 압연변형 저항이 크게 증가해 제조 비용이 상승하므로, 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 압연하는 것이 바람직하다.
상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 다시 950 ~ 1100℃의 온도로 가열 또는 보열하는 것이 바람직하다. 상기 조압연된 스트립의 표면온도가 950℃ 미만인 경우에는 압연변형저항이 크게 증가하고, 1100℃를 초과하면 온도상승을 위한 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라 표면스케일 결함이 발생하는 경향이 증가하므로, 가열온도를 920 ~ 1100℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 목표로 하는 590MPa급의 고강도 냉연 DP강은 변태조직의 형성을 강화기구로 이용하고 있기 때문에 마무리 압연 시 변형속도에 따라 재질특성이 변화할 소지가 매우 높다. 즉, 다수개의 스탠드로 이루어진 마누리 압연기 내에서 압연속도의 차이가 15%를 초과하게 되면 후속하는 런아웃 테이블에서 균일한 냉각속도 및 목표 권취온도를 얻기가 어려워서 결국 스트립의 폭방향 또는 길이방향의 재질편차를 크게 발생시키는 원인이 된다.
또한, 상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하는 것이 바람직하다. 기존의 열연 공정에서는 가능한 한 균일한 재질을 갖는 DP강을 제조하기 위하여 통상 마무리 압연을 Ar3 변태점 이상의 온도에서 완료하는 것이 보통이다.
하지만 본 발명에서는 반복실험에 의해 마지막 스탠드의 마무리 압연온도가 Ar1과 Ar3 변태점 사이가 되도록 오스테나이트와 페라이트 상이 공존하는 2상역 압연하는 경우 동일 강도에서 연신율이 향상되는 것을 관찰하였으며, 박 슬라브 연주법으로 DP강판을 제조하는 경우는 기존 열연공장 대비 스트립의 온도관리가 용이하다는 특성을 활용하여 마무리 압연온도를 Ar1과 Ar3 변태점 사이가 되도록 한정하는 것이 바람직하며, 본 발명에 있어서는 상기 온도가 원소의 함량에 의해 변화한다는 것을 인지하고 반복실험을 통해 상기 관계식 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 압연하면 용이하게 2상역 압연을 실시할 수 있음을 확인하였다.
상기 반복실험에 의해 확인된 결과는 다음과 같은 이론적 설명이 가능하다. 예컨대, 변태조직강의 경우 강도와 연성을 동시에 향상시키기 위해서는 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소를 어떻게 미변태 오스테나이트에 농화시키느냐 하는 것이 중요하며, 상기 2상역에서 마무리 압연을 실시하는 경우 용질원소의 분배거동이 향상되기 때문에 동일한 성분에서도 결국 마르텐사이트는 더욱 안정화되고 페라이트는 청정해지는 효과를 나타내었고, 그 효과가 냉연. 소둔 후에도 지속되었기 때문이라고 판단된다.
또한, 상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 450 ~ 680℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 열연 권취온도가 450℃ 미만인 경우는 열연강도가 크게 증가하여 냉간압연성에 문제가 되며, 680℃를 초과하는 경우는 열연 짱구코일이 발생할 위험이 크게 증가하므로, 그 온도를 450 ~ 680℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 것이 바람직하다. 상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 것이 바람직하다. 압하율이 40% 미만인 경우는 소둔시 재결정이 일어나지 않을 위험성이 있으며 75%를 초과하는 경우는 압연변형저항이 크게 증가하여 압연이 어려워지므로, 그 압하율을 40 ~ 75%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 연속소둔 단계는 상기 냉간압연된 스트립을 750 ~ 840℃로 연속소둔하는 것이 바람직하다. 소둔온도가 750℃ 미만인 경우는 미재결정이 일어날 위험이 있으며, 840℃를 초과하는 경우는 본 발명에서 목표로 하는 페라이트와 마르텐사이트의 2상조직을 주요상으로 얻기 어려울 뿐만 아니라 스트립의 통판성에 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 소둔온도는 750 ~ 840℃로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것이 바람직하다.
냉각속도가 10℃/s보다 느리면 냉각 중에 퍼얼라이트가 형성되어 DP조직을 얻기가 어려우며, 150℃/s를 초과하게 되면 연성이 저하할 위험성과 함께 판의 형상이 나빠지게 된다. 따라서, 냉각속도는 10 ~ 150℃/s로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 종점온도가 200℃ 미만인 경우는 상기 냉각속도가 너무 빠를 때와 마찬가지로 판 형상을 제어하기가 어렵고, 400℃를 초과하는 경우는 DP조직을 얻기가 어렵기 때문에 그 온도를 200 ~ 400℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 구성된 본 발명의 기술효과를 알아보기 위해 다음과 같은 실험을 실시하였다.
하기 표 1과 같이 조성되는 강을 사용하여 표 2의 슬라브 두께, 주속, 슬라브 표면온도, 압연속도차, 권취온도, 소둔온도, 냉각속도 등의 공정조건으로 냉연 스트립을 제조한 후 각각의 재질(인장강도, 연신율 및 재질편차) 및 스트립의 표면 형상을 조사하여 표 2에 함께 나타내었다.
표 1에서 총 트램프원소 (Cu+Ni+Sn+Pb)는 모든 강종에서 0.18% 이하로 제어하였다. 또한, 강종 1 ~ 6은 박 슬라브 연주법(슬라브 두께: 84mm)에 의해 열연 스트립을 제조한 경우이고, 강종 7 ~ 9(슬라브 두께: 230mm)는 기존밀의 조건으로 열연 스트립을 제조한 경우이다.
표 2에서 슬라브 표면온도는 조압연 직전에 측정한 표면온도를 의미한다. 압연속도차는 최종 마무리 압연시 한 스트립 내에서의 최대 통판속도와 최소 통판속도와의 차이를 평균 통판속도로 나눈 값을 백분율로 나타낸 것으로서 그 값이 작을수록 압연속도의 변동량이 작다는 것을 의미한다. 마무리 압연온도는 식 1의 계산값에 의해 정해진 온도에 ±20℃ 이내가 되도록 압연을 실시하였는지 여부를 나타내는 바, 비교강 4, 11, 12, 13은 Ar3 변태점 직상의 단상역에 해당하는 온도에서 압연이 진행되었다.
한편 표 2의 강종 1 ~ 6의 조건에 있어서 조압연 후 스트립의 가열온도는 모두 1075℃로 적용하였고, 강종 7 ~ 9의 조건에 있어서 가열온도는 모두 1200℃를 적용하였으며, 열연 스트립의 두께는 모두 3.0mm로 동일하게 제조되었다.
상기와 같이 제조된 열연 스트립을 산세 후 냉간압하율 60%로 1.2mm의 냉연 스트립을 제조하였으며, 각각의 냉간 스트립은 표 2의 소둔온도와 냉각속도를 적용하여 270℃의 온도까지 냉각하여 시편을 제조하였다.
강종 | C | Si | Mn | P | S | Al | N | Cr | B | Sb | Ti | Nb | V | Mo | 비고 |
1 | 0.08 | 0.35 | 1.8 | 0.015 | 0.003 | 0.04 | 0.007 | 0.01 | 0.0006 | 0.02 | - | - | - | 0.03 | 박 슬라브 |
2 | 0.08 | 0.10 | 1.7 | 0.020 | 0.003 | 0.03 | 0.006 | 0.35 | 0.0005 | 0.02 | 0.013 | - | - | - | |
3 | 0.07 | 0.70 | 1.6 | 0.030 | 0.003 | 0.03 | 0.006 | 0.20 | 0.0005 | - | - | 0.01 | - | - | |
4 | 0.06 | 0.50 | 1.7 | 0.020 | 0.003 | 0.04 | 0.007 | 0.20 | - | 0.02 | - | - | 0.03 | - | |
5 | 0.06 | 0.10 | 1.8 | 0.025 | 0.003 | 0.03 | 0.007 | 0.40 | - | 0.02 | 0.015 | 0.01 | - | - | |
6 | 0.06 | 0.20 | 1.8 | 0.015 | 0.003 | 0.03 | 0.007 | 0.40 | - | 0.02 | 0.015 | - | 0.02 | - | |
7 | 0.08 | 0.35 | 1.8 | 0.012 | 0.003 | 0.04 | 0.004 | 0.01 | 0.0060 | 0.02 | - | - | - | 0.03 | 기존밀 |
8 | 0.08 | 0.12 | 1.7 | 0.020 | 0.003 | 0.03 | 0.004 | 0.35 | 0.0050 | 0.02 | 0.013 | - | - | - | |
9 | 0.07 | 0.70 | 1.6 | 0.030 | 0.003 | 0.03 | 0.004 | 0.20 | 0.0005 | - | - | 0.01 | - | - |
구분 | 강종 | 슬라브두께 (mm) |
주속 (mpm) |
슬라브표면온도(℃) | 압연속도차(%) | 마무리압연온도(℃) | 식1 계산값 |
권취온도 (℃) |
소둔온도 (℃) |
소둔후냉각속도(℃/s) | 인장강도(MPa) | 연신율(%) | 재질편차(△TS,Mpa) | 스트립표면형상 |
발명강1 | 1 | 84 | 6.1 | 1021 | 4 | 780 | 784 | 550 | 790 | 63 | 642 | 31.0 | 15 | 양호 |
발명강2 | 2 | 84 | 6.1 | 1021 | 4 | 780 | 783 | 550 | 790 | 92 | 617 | 31.3 | 14 | 양호 |
발명강3 | 3 | 84 | 6.1 | 1020 | 4 | 800 | 806 | 550 | 790 | 115 | 641 | 30.2 | 15 | 양호 |
발명강4 | 4 | 84 | 6.1 | 1021 | 4 | 800 | 797 | 550 | 790 | 43 | 625 | 32.0 | 15 | 양호 |
발명강5 | 5 | 84 | 6.1 | 1028 | 4 | 780 | 779 | 550 | 790 | 43 | 615 | 30.5 | 16 | 양호 |
발명강6 | 6 | 84 | 6.1 | 1021 | 4 | 780 | 781 | 550 | 790 | 63 | 652 | 30.3 | 19 | 양호 |
발명강7 | 6 | 84 | 6.1 | 1011 | 4 | 780 | 781 | 550 | 790 | 57 | 625 | 30.5 | 15 | 양호 |
비교강1 | 1 | 84 | 4.1 | 1015 | 4 | 780 | 784 | 550 | 790 | 70 | 625 | 29.4 | 33 | 양호 |
비교강2 | 2 | 84 | 6.1 | 1121 | 4 | 780 | 783 | 550 | 790 | 55 | 635 | 30.5 | 21 | 스케일 |
비교강3 | 3 | 84 | 6.1 | 1032 | 21 | 800 | 806 | 550 | 790 | 65 | 630 | 30.1 | 52 | 양호 |
비교강4 | 4 | 84 | 6.1 | 1011 | 4 | 870 | 797 | 550 | 790 | 85 | 628 | 28.1 | 20 | 양호 |
비교강5 | 5 | 84 | 6.1 | 1000 | 4 | 780 | 779 | 420 | 790 | 59 | 690 | 22.3 | 17 | 형상불량 |
비교강6 | 5 | 84 | 6.1 | 995 | 4 | 780 | 779 | 700 | 790 | 73 | 565 | 32.0 | 32 | 스케일 |
비교강7 | 6 | 84 | 6.1 | 996 | 4 | 780 | 781 | 550 | 740 | 92 | 710 | 13.0 | - | 양호 |
비교강8 | 6 | 84 | 6.1 | 1045 | 4 | 780 | 781 | 550 | 850 | 130 | 525 | 29.3 | - | 양호 |
비교강9 | 6 | 84 | 6.1 | 1032 | 4 | 780 | 781 | 550 | 790 | 8 | 542 | 27.1 | - | 양호 |
비교강10 | 6 | 84 | 6.1 | 1033 | 4 | 780 | 781 | 550 | 790 | 160 | 720 | 22.0 | - | 형상불량 |
비교강11 | 7 | 230 | 1.0 | 1084 | 30 | 870 | 784 | 550 | 790 | 68 | 642 | 28.0 | 54 | 양호 |
비교강12 | 8 | 230 | 1.0 | 1080 | 30 | 870 | 783 | 550 | 790 | 72 | 630 | 29.0 | 65 | 양호 |
비교강13 | 9 | 230 | 1.0 | 1069 | 30 | 870 | 806 | 550 | 790 | 86 | 625 | 29.0 | 45 | 양호 |
식 1 = [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]
상기 표 2의 인장강도와 연신율은 JIS 5호 시편을 폭 w/4지점에서 압연 직각방향으로 채취하여 측정한 값이다. 연신율은 인장시편의 파단이 일어날 때까지 인장 변형된 양을 백분율로 나타낸 것이고, 재질편차는 코일의 길이방향 및 폭방향으로 측정한 재질값 중에서 최대값에서 최소값을 뺀 값을 나타낸 것이다.
상기 표 2에 나타난 실험 결과에서 보듯이 본 발명에 따르면 우수한 가공성(연신율)을 가지는 것과 동시에 재질편차가 매우 작은 고강도 냉연 DP강의 제조가 가능하다.
10: 연속주조기 20: 조압연기
30: 가열수단 40: 코일 박스
50: 마무리 압연기 60: 런아웃 테이블
70: 권취기
30: 가열수단 40: 코일 박스
50: 마무리 압연기 60: 런아웃 테이블
70: 권취기
Claims (9)
- 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법. - 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며,
상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법. - 중량%로 C: 0.05 ~ 0.11%, Si: 0.01 ~ 0.8%, Mn: 1.2 ~ 2.2%, P: 0.001 ~ 0.1%, S:0.001 ~ 0.02%, Al: 0.01 ~ 1.0%, N: 0.001 ~ 0.02%, 총 트램프원소(Cu+Ni+Sn+Pb): 0.18% 이하 포함되고, B: 0.0002 ~ 0.005%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Sb: 0.005 ~ 0.1%, Ti: 0.001 ~ 0.1%, Nb: 0.001 ~ 0.1%, V: 0.001 ~ 0.1%, Mo: 0.005 ~ 0.5% 중 하나 이상이 첨가되며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된 강을 두께 30 ~ 150mm의 박 슬라브로 연속주조하고, 이 박 슬라브를 조압연, 가열, 마무리 압연 및 권취 단계를 통해 열연 스트립을 제조하며, 이 열연 스트립을 산세, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각 열처리 단계를 통해 냉연 DP강을 제조하는 방법에 있어서,
상기 마무리 압연 단계는 하나의 스트립 내에서의 압연 속도차가 15% 이하가 되도록 하고,
상기 마무리 압연 단계는 마지막 압연 스탠드에서의 압연온도가 [910 - 195C - 70Mn + 20Si + 30P - 25N - 15Cr - 40Mo]의 관계식으로 계산된 목표온도의 ±20℃ 범위가 되도록 하며,
상기 냉각 열처리 단계는 연속소둔 처리된 스트립을 10 ~ 150℃/s의 냉각속도로 200 ~ 400℃의 온도까지 연속적으로 냉각하여 제조하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법. - 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 연속주조 단계는 주조속도가 4.5 mpm 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법. - 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 조압연 단계는 조압연기 입측에서의 박 슬라브 표면온도가 950 ~ 1100℃가 되도록 하고, 조압연 시의 누적 압하율이 65 ~ 90%가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법. - 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 가열 단계는 조압연된 스트립을 950 ~ 1100℃로 가열 또는 보열하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법. - 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 권취 단계는 마무리 압연된 스트립을 450 ~ 680℃에서 권취하는 것을 특징하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법. - 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 냉간압연 단계는 산세된 스트립을 40 ~ 75%의 압하율로 압연하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법. - 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 청구항에 있어서,
상기 연속소둔 단계는 상기 냉간압연된 스트립을 750 ~ 840℃로 연속소둔하는 것을 특징으로 하는 인장강도 590MPa급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 DP강의 제조방법.
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JP2973767B2 (ja) * | 1993-03-17 | 1999-11-08 | 日本鋼管株式会社 | ストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造方法 |
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---|---|---|---|---|
KR20190078259A (ko) * | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
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