KR20190078259A - 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20190078259A
KR20190078259A KR1020170180091A KR20170180091A KR20190078259A KR 20190078259 A KR20190078259 A KR 20190078259A KR 1020170180091 A KR1020170180091 A KR 1020170180091A KR 20170180091 A KR20170180091 A KR 20170180091A KR 20190078259 A KR20190078259 A KR 20190078259A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
rolling
cold
less
Prior art date
Application number
KR1020170180091A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102075222B1 (ko
Inventor
공종판
정제숙
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020170180091A priority Critical patent/KR102075222B1/ko
Priority to PCT/KR2018/016263 priority patent/WO2019132400A1/ko
Publication of KR20190078259A publication Critical patent/KR20190078259A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102075222B1 publication Critical patent/KR102075222B1/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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.030~0.080%, Mn: 1.5~3.0%, Si: 0.03%~0.50%, P: 0.001~0.045%, S: 0.0005~0.0035%, Cr: 0.5~2.5%, Al: 0.05%이하, Ti: 0.005~0.10%, Nb: 0.005~0.10%, B: 0.0005~0.004% N: 0.001~0.010, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 4를 만족하며, 미세조직은 면적분율로 페라이트: 30~70% 및 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 합: 30~70%를 포함하는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] [C] ≤ [Cp]
[관계식 2] 1.5 ≤ [C×Cp]×1000 ≤ 3.5
[관계식 3] 165 ≤ [Ceq]×1000 ≤ 235
[관계식 4] 50 ≤ [Ceq]/([C×Cp]) ≤ 150
(상기 관계식 1 내지 4에서 [Cp]는 0.09-0.038C-0.013Mn-0.028Si+0.00015Cr이고, [Ceq]는 C+Si/30+Mn/20+2P+3S이며, C, Mn, Si, Cr, P 및 S의 함량은 각각 중량%를 나타냄.)

Description

재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING LOW MECHANICAL PROPERTIES DEVIATION, GOOD STRETCH FLANGEABILITY AND HIGH RECOVERY RATE}
본 발명은 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
전세계적으로 자동차의 CO2 배출규제 및 연비향상을 위하여 자동차사는 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있다. 자동차 강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 낮추어야 하는 반면에, 충돌 안전성 확보를 위해서는 강판의 두께를 두껍게 해야 하는 서로 모순된 측면이 있다.
상기 모순된 측면을 해결하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하는데, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강 (Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강함) 등의 다양한 자동차강판을 통해서 가능하다고 알려져 있다.
자동차 부품의 성형 모드로는 장출 성형, 신장 플랜지 성형, 드로잉 및 굽힘 성형으로 구분되며 이를 만족하기 위해서는 강도뿐 아니라 적절한 성형성의 확보가 아주 중요하다. 특히, 자동차 강판에 사용되는 여러 성형 모드 중 신장플랜지성(Hole Expanding Ratio)은 인장강도와 연신율 만큼 중요한 기계적 특성이다. 또한 신장플랜지성은 기계적 특성보다는 미세조직에 더욱 의존하는 것으로 알려져 있다. 상기 신장플랜지성은 연신을 초과하는 큰 변형을 받을 경우 견딜 수 있는 극한 변형능으로 정의된다.
자동차 부품에 많이 적용되고 있는 590/780MPa급 냉연 DP강판에서 우수한 신장플랜지성을 달성하기 위해서는 마르텐사이트(Martensite)와 페라이트(Ferrite)가 균일하게 분포된 2상 조직강의 경우보다 마르텐사이트 단상의 경우가 유리하고, 2상 조직 강 중에서는 마르텐사이트의 분율이 증가하여 상간의 경도차가 줄어들었을 때에 우수한 신장플랜지성을 나타난다고 알려져 있다. 그러나, 마르텐사이트 분율이 증가하면 연신율이 감소하여 오히려 다른 성형모드가 열위될 수 있다는 문제가 있다.
통상적으로 780MPa급 이상의 AHSS은 고강도 및 연성/성형성을 동시에 확보하기 위해 합금원소 및 첨가량이 많아 냉간압연시 압연 부하가 증가하는 문제가 있어 스트립(Strip)의 형상 불량 및 최종 제품 두께 확보에 제한(<1.0mm)이 많다. 특히, 기존 열연밀의 배치(Batch) 공정에서는 매코일 마다 압연기에 Top부가 치입되고, Tail부가 압연기를 빠져나와야 하기 때문에 Top과 Tail부에 두께 편차 및 스케일 품질이 열위하여 이 부분을 절삭해야 하는 문제로 실수율이 아주 낮고, 판파단의 위험이 높아 박물 열연강판을 제조하기가 어려워 최종 냉연강판의 두께 확보에 제약이 많다.
이러한 AHSS강의 제조와 관련된 기술로는 특허문헌 1 및 2 등이 있으나, 이들은 모두 기존 열연밀에서 제조하는 방법에 관한 것으로서 실제 라인에서 생산 시 재질편차가 폭 및 길이 방향으로 크게 발생하는 문제를 피하기 어려운 실정이다. 왜냐하면, 기존 열연밀의 배치(Batch) 공정에서는 매코일 마다 압연기에 Top부가 인입되고, Tail부가 압연기를 빠져나와야 하기 때문에 Top과 Tail부에 두께 편차 및 스케일 품질이 열위하여 이 부분을 절삭해야 하는 문제로 실수율이 아주 낮고, 판파단의 위험이 높아 박물 열연강판을 제조하기가 어려워 최종 냉연강판의 두께 확보에 제약(≤1.0mm)이 많다.
따라서 상술한 문제점들을 극복할 수 있는 새로운 제조공정의 개발이 요구된다. 이뿐만 아니라 전 세계적으로 차체 승객 충돌 안정성 및 CO2 환경 규제 등의 강력한 요구에 따라 재질 편차가 작고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 박물 고강도 냉연강판의 제조가 가능한 제조공정의 개발이 절실히 필요하다.
미국 등록특허공보 제4285741호 미국 등록특허공보 제4325751호
본 발명의 일 측면은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용함은 물론, 최적 합금성분과 공정 조건을 도출하여 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 박물 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.030~0.080%, Mn: 1.5~3.0%, Si: 0.03%~0.50%, P: 0.001~0.045%, S: 0.0005~0.0035%, Cr: 0.5~2.5%, Al: 0.05%이하, Ti: 0.005~0.10%, Nb: 0.005~0.10%, B: 0.0005~0.004% N: 0.001~0.010, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 4를 만족하며, 미세조직은 면적분율로 페라이트: 30~70% 및 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 합: 30~70%를 포함하는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판을 제공한다.
[관계식 1] [C] ≤ [Cp]
[관계식 2] 1.5 ≤ [C×Cp]×1000 ≤ 3.5
[관계식 3] 165 ≤ [Ceq]×1000 ≤ 235
[관계식 4] 50 ≤ [Ceq]/([C×Cp]) ≤ 150
(상기 관계식 1 내지 4에서 [Cp]는 0.09-0.038C-0.013Mn-0.028Si+0.00015Cr이고, [Ceq]는 C+Si/30+Mn/20+2P+3S이며, C, Mn, Si, Cr, P 및 S의 함량은 각각 중량%를 나타냄.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.030~0.080%, Mn: 1.5~3.0%, Si: 0.03%~0.50%, P: 0.001~0.045%, S: 0.0005~0.0035%, Cr: 0.5~2.5%, Al: 0.05%이하, Ti: 0.005~0.10%, Nb: 0.005~0.10%, B: 0.0005~0.004% N: 0.001~0.010, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 4를 만족하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 400~650℃에서 권취하는 단계를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3-50℃~Ac3+30℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔된 냉연강판을 Ar1~Ar3의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 및 상기 1차 냉각된 냉연강판을 Mf-50℃~Ms+50℃의 온도범위까지 5~30℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각 단계를 포함하며, 상기 열간 마무리 압연 전, 마무리압연 스케일 브레이커에서 바에 분사되는 냉각수의 겸침(overlap) 면적율은 하기 관계식 5를 만족하고, 상기 열간 마무리 압연시 온도 편차는 75℃이하이고, 압연 속도 편차는 60mpm이하인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] [C] ≤ [Cp]
[관계식 2] 1.5 ≤ [C×Cp]×1000 ≤ 3.5
[관계식 3] 165 ≤ [Ceq]×1000 ≤ 235
[관계식 4] 50 ≤ [Ceq]/([C×Cp]) ≤ 150
[관계식 5] (X3-85X2+1800X)/1000 ≥ 5
(상기 관계식 1 내지 4에서 [Cp]는 0.09-0.038C-0.013Mn-0.028Si+0.00015Cr이고, [Ceq]는 C+Si/30+Mn/20+2P+3S이며, C, Mn, Si, Cr, P 및 S의 함량은 각각 중량%를 나타내고, 상기 관계식 5에서 X는 마무리 압연 스케일 브레이커에서 강판에 분사되는 냉각수의 겹침 면적율(%)을 의미함.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하면서 최적의 합금성분과 공정조건을 도출하여 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 박물 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드로 강판을 제조하기 때문에 Top과 Tail부가 없어 두께 편차 및 표면 품질이 우수하여 재질편차가 적고, 실수율이 높은 장점이 있다.
이뿐만 아니라, 박 슬라브 연주법을 통해 기존 열연밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어, 에너지 절감 및 생산성 향상을 도모할 수 있다. 또한, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높여줄 수 있다.
도 1은 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 2는 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다.
도 3은 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, FSB)의 일 실시형태를 나타낸 모식도이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 광학현미경 조직사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 SEM 조직사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 투과전자현미경(TEM) 조직사진이며, 왼쪽은 50,000배, 오른쪽은 왼쪽사진에서 [X]과 [Y]부분을 확대한 100,000배 배율의 조직사진이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 페라이트(F) 단축 결정립 사이즈 분포를 나타낸 그래프이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 마르텐사이트(M)+오토 템퍼트 마르텐사이트(A.M) 단축 결정립 사이즈 분포를 나타낸 그래프이다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 석출물을 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM)으로 촬영한 사진이다.
도 10은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 석출물 사이즈 분포를 나타낸 그래프이다.
도 11은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 석출물 사이의 간격에 대한 분포를 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명을 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성을 설명한다.
C: 0.030~0.80중량%
탄소(C)은 강판의 강도를 증가시키고, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직을 확보하는데 매우 중요한 원소이다. C 함량이 0.030% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 C 함량이 0.080% 초과인 경우에는 용강 응고 시 아포정 반응(L+Delta Ferrite→Austentite)이 일어나 불균일한 두께의 응고 셀이 형성되어 용강 유출이 발생하여 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, C 함량은 0.030~0.080%인 것이 바람직하다.
Mn: 1.5~3.0중량%
망간(Mn)는 고용강화 효과가 매우 큰 원소임과 동시에 페라이트와 마르텐사이트로 이루어진 복합조직 형성을 촉진하는 원소이다. Mn 함량이 1.5% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 3.0% 초과인 경우에는 목표로 하는 연신율 확보가 어려울 뿐만 아니라 용접성, 열간 압연성 등이 저하될 수 있다. 또한, Mn 함량이 과다 첨가되면, 응고 근방의 온도에서 델타-페라이트(Delta-ferrite) 영역을 감소시켜 낮은 C 영역에서도 아포정 반응이 일어날 수 있기 때문에 고속 연주시 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 용강 유출로 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, Mn 함량은 1.5~3.0%인 것이 바람직하다.
Si: 0.03~0.50중량%
규소(Si)는 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. Si 함량이 0.03% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면에, Si 함량이 0.50% 이상인 경우에는 강판 표면에 적 스케일이 생성되어 산세 후 강판 표면에 흔적이 잔류하여 표면 품질이 저하될 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.03~0.50%인 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.045중량%
인(P)은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다. P 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, P 함량이 0.045% 초과인 경우에는 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있고, 용접부 기계적 특성이 저하될 수 있다. 따라서, P의 함량은 0.001~0.045%인 것이 바람직하다.
S: 0.0005~0.0035중량%
황(S)은 불순물로서 강 중에 MnS 비금속 개재물 및 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있고, 용접부 기계적 특성이 저하될 수 있다. 따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.035% 이하로 제어하는 것이 바람직하고, 탈황에 의한 비용 증가를 억제하기 위해, 하한은 0.0005％로 하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.5~2.5중량%
크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고 강의 강도를 증가시키는 원소이다. Cr 함량이 0.5% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하여 목표로하는 강도를 확보 할 수 없다. 반면에 Cr 함량이 2.5% 초과인 경우에는 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, Cr 함량은 0.5~2.5%인 것이 바람직하다.
Al: 0.05중량% 이하
알루미늄(Al)은 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있는 반면 탄화물 형성을 억제하여 강의 연성을 증가시킨다. 한편, 박 슬라브의 경우 기존 열연밀에서의 재가열 공정을 생략할 수 있어 에너지 절감 및 생산 향상을 도모할 수 있지만, 주편 표면의 강냉으로 인해 주편 표면 또는 에지부에 온도가 하락할 수 있다. 이로 인해 AlN이 과다 석출되어 고온 연성 저하로 인해 주편 및/또는 바(Bar)의 에지 품질이 저하될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Al 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.10중량%
티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 또한 Ti은 응고온도 근처에서 TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하여 AlN 석출물량을 감소시켜, 고온연성 저하를 방지하여 에지(Edge) 크랙 발생 민감성을 감소시키는 원소이다. Ti 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Ti 함량이 0.10% 초과인 경우에는 제조 비용의 상승 및 페라이트의 연성을 저하시킬 수 있다. 따라서 Ti 함량은 0.01~0.10%인 것이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.10중량%
니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. Nb 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Nb 함량이 0.10% 초과인 경우에는 제조 비용의 상승, 페라이트의 연성 저하 및 슬라브/바의 에지 크랙을 유발시킬 수 있다. 따라서, Nb의 함량은 0.005~0.10%인 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.004중량%
보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 역할을 하는 원소이다. B 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, B 함량이 0.004% 초과인 경우에는 경화능이 크게 증가하여 가공성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, B의 함량은 0.0005~0.004중량%인 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.010중량%
질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. N 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 N 함량이 0.010% 초과인 경우에는 석출물 형성 원소와 반응하여 석출 강화 효과를 증가시키지만, 연성의 급격한 하락을 초래할 수 있다. 따라서 N 함량은 0.001~0.010%인 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 냉연강판의 합금조성은 하기 관계식 1 내지 4를 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1 내지 4에서 [Cp]는 0.09-0.038C-0.013Mn-0.028Si+0.00015Cr이고, [Ceq]는 C+Si/30+Mn/20+2P+3S이다.
[관계식 1] [C] ≤ [Cp]
상기 관계식 1에서 [Cp]은 아포정 반응이 일어나는 임계 C 함량을 구하는 식으로 소강 성분의 C 함량이 [Cp]를 초과하는 경우에는 아포정 반응이 일어나 고속 연주시 불균일한 두께의 응고셀이 형성되어 용강 유출로 조업 사고를 유발할 수 있다. 따라서, 고속 주조를 통해 건전한 박 슬라브를 제조하기 위해서는 용강의 C 함량이 [Cp] 이하인 것이 바람직하다.
[관계식 2] 1.5 ≤ [C×Cp]×1000 ≤ 3.5
상기 관계식 2에서 [C×Cp]×1000이 1.50 미만일 경우 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있고, 이 값이 3.5를 초과할 경우 아포정 반응이 일어날 수 있어 건전한 박 슬라브 제조에 어려움이 있을 수 있다.
[관계식 3] 165 ≤ [Ceq]×1000 ≤ 235
상기 관계식 3에서 [Ceq]는 강판의 용접성 및 용접부 기계적 물성을 확보하기 위한 성분관계식으로, [Ceq]×1000이 165 미만일 경우 경화능이 낮아 목표로 하는 인장강도를 확보하기 어려운 문제점이 있으며, 235를 초과하는 경우에는 용접부의 기계적 물성이 저하될 수 있다.
[관계식 4] 50 ≤ [Ceq]/([C×Cp]) ≤ 150
상기 관계식 4에서 [Ceq]/([C×Cp])이 50 미만일 경우 아포정 반응이 일어날 수 있어 건전한 박 슬라브 제조에 어려움이 있을 수 있고, 150을 초과할 경우 용접부의 기계적 물성이 저하될 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 냉연강판은 상술한 합금조성 외에 트램프 원소로서 V, Mo, Cu, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하가 되도록 포함할 수 있다. 상기 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩이나, 래들(Ladle) 및 턴디쉬(Tundish) 내화물 등에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.2% 초과하는 경우에는 박 슬라브의 표면/에지 크랙 및 냉연강판의 표면 품질을 저하시킬 수 있다.
본 발명의 냉연강판은 미세조직이 면적분율로 페라이트: 30~70% 및 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 합: 30~70%를 포함하는 것이 바람직하다. 페라이트 분율이 70% 초과인 경우에는 목표로 하는 인장강도 확보에 어려움이 있고, 30% 미만인 경우에는 나머지 마르텐사이트 및 오토 템퍼드 마르텐사이트 조직의 분율이 너무 높아져 연신율 및 신장플랜지성을 확보함에 있어 어려움이 있다. 또한, 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 분율의 합이 70% 초과인 경우에는 강도가 너무 높아져 가공성을 확보함에 있어 어려움이 있고, 30% 미만인 경우에는 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있을 수 있다. 오토 템퍼드 마르텐사이트란 별도의 템퍼링 처리를 하지 않고도 템퍼드 마르텐사이트와 유사한 물성을 갖는 조직을 의미하며, 상기 오토 템퍼드 마르텐사이트는 마르텐사이트 조직이 일정 온도 이상에서 과포화된 C이 탄화물[M(=Fe, Cr, Mn등)C3]로 석출되어 연성 확보가 가능한 조직이다.
이때, 상기 페라이트 결정립은 평균 단축 사이즈가 0.2~3.0㎛인 것이 바람직하다. 결정립 사이즈가 작을수록 강도 및 가공성 측면에서는 유리하지만, 본 발명의 압연 및 소둔 조건 범위에서는 0.2㎛ 이하로 제어함에 있어 어려움이 있다. 만약 페라이트의 단축 평균 결정립 사이즈가 3.0㎛를 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어려울 수 있다. 상기 페라이트 결정립의 평균 단축 사이즈는 0.2~3.0㎛의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 결정립은 평균 단축 사이즈가 0.2~3.0㎛인 것이 바람직하다. 본 발명에서 상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 조직은 목표로 하는 강도를 확보함에 있어 중요한 조직이다. 결정립 사이즈가 작을수록 강도와 가공성을 확보함에 있어 더 유리하지만, 본 발명의 압연 및 소둔 조건 범위에서는 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 평균 단축 결정립 사이즈를 0.2㎛ 이하로 제어함에 있어 어려움이 있고, 만약 3.0㎛를 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하기 어려울 수 있다. 상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 결정립의 평균 단축 사이즈는 0.2~3.0㎛의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 래스의 평균 단축 사이즈가 100nm 이하인 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 래스의 평균 단축 사이즈가 100nm를 초과하는 경우에는 목표로 하는 강도를 확보함에 있어 어려움이 있을 수 있다. 본 발명에서는 상기 래스의 평균 단축 사이즈가 좁을수록 강도를 확보함에 있어 유리하기 때문에 하한을 두지 않는다.
한편, 본 발명의 냉연강판은 평균 사이즈가 1~30nm인 M(X) (M=Nb,Ti, X=C,N) 석출물을 포함하는 것이 바람직하다. 여기서 M(X) 석출물이란, NbC, NbN, Nb(C,N), TiC, TiN, Ti(C,N)와 Ti 함량이 높은 (TiNb)C, (TiNb)N, (TiNb)(C,N) 및 Nb 함량이 높은 (NbTi)C, (NbTi)N, (NbTi)(C,N) 및 이들의 복합 석출물을 포함하는 의미이다. 상기 석출물의 사이즈가 30nm를 초과하는 경우에는 효과적으로 강도를 확보하기 어려울 수 있고, 본 발명의 압연 및 소둔 조건에서는 1nm 이하로 제어하기 어려울 수 있으므로, 상기 M(X) 석출물의 평균 사이즈는 1~30nm인 것이 바람직하며, 1~15nm의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 M(X) (M=Nb,Ti, X=C,N) 석출물 사이의 평균 간격은 10~150nm인 것이 바람직하다. 만일 150nm를 초과할 경우 목표로 하는 강도를 확보하기 어려울 수 있고, 결정립 미세화 효과가 미미할 수 있다. 반면, 10nm 미만일 경우 석출물이 너무 많아 강도가 높아져 가공성을 확보함에 있어 어려움이 있을 수 있다. 따라서, 상기 M(X) 석출물 사이의 평균 간격은 10~150nm인 것이 바람직하다.
본 발명이 제공하는 냉연강판은 상기 냉연강판은 인장강도가 800MPa 이상이며, 연신율이 10% 이상이고, 스트립의 길이 및 폭 방향 인장강도 편차가 35MPa 이하이며, 신장플랜지율이 35% 이상일 수 있다. 또한, 본 발명의 냉연강판은 두께가 1mm이하일 수 있으며, 높은 실수율 또한 확보할 수 있다.
아울러, 본 발명의 냉연강판은 전기저항점용접시 용접부의 연성비(CTS/TSS×100)가 35% 이상인 것이 바람직하다. 상기 CTS는 Cross Tensile Strength(십자인장강도, kN), TSS는 Tensile Shear Strength(인장전단강도, kN)이다. 상기 연성비는 CTS 대비 TSS의 비율로 정의되며, 첨단 고강도강판(AHSS, Advanced High Strength Steel)의 전기저항점용접에서 용접부 기계적 특성을 판단하는 종합적인 지표로 사용된다. 본 발명의 냉연강판은 상기 연성비가 건전한 용접부를 확보할 수 있는 적정용접전류 범위에서 35% 이상 일 수 있다. 만약 35% 미만일 경우 용접부 강도 특성 및 충돌 안정성이 낮아 차체 충돌시 승객을 안정적으로 보호할 수 없을 수 있다. 한편, 상기 적정용접전류 범위란 최소 너깃직경 4t1/2(t=소재의 두께)를 만족하는 하한전류와 용융부내 액상이 용접부 밖으로 튀어나오는 비산(Expulsion) 현상이 발생하기 직전의 상한전류 사이를 의미한다.
이하, 본 발명의 냉연강판 제조방법에 대하여 설명한다.
도 1은 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도로서, 냉연강판을 얻기 위한 박물의 열연강판의 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정 설비의 모식도이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 냉연강판은 도 1과 같은 연주~압연 직결 설비를 적용하여 생산된 열연강판으로부터 제조할 수 있다. 연주~압연 직결 설비는 연속주조기(100)에서 제1두께의 박 슬라브(a)를 제조하고, 조압연기(400)에서 상기 슬라브를 상기 제1두께보다 얇은 제2두께의 바(b)를 제조하며, 마무리 압연기(600)에서 상기 제2두께의 바를 제3두께의 열연강판(c)을 제조한다. 조압연기(400)와 마무리압연기(600) 사이에 코일박스가 없어 강판을 연속적으로 압연하는 것이 가능하여 통판성이 좋고, 판파단 위험성이 아주 낮아, 두께가 3.0mm 이하인 박물 열연강판(b)을 안정적으로 생산하는 것이 가능하다. 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300)(Roughing Mill Scale Breaker, RSB)와 마무리압연기(600) 앞에 마무리압연 스케일 브레이커(500)(Finishing Mill Scale Breaker, FSB)가 있어 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연강판을 산세 및 냉간압연시 표면품질이 우수한 냉연강판 생산이 가능하다. 또한, 마무리 압연 단계에서 하나의 스트립 내에서 Top과 Tail의 압연 속도차가 10%이하로 등온/등속압연이 가능하여 스트립 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 냉각이 필요할 경우 런아웃 테이블(700)(Run Out Table, ROT)에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질 편차가 우수한 강판을 제조할 수 있다. 이렇게 압연이 완료된 스트립은 고속전단기(800)에 의해 절단되고, 권취기(900)에 의해 권취된다. 한편, 마무리 압연 스케일 브레이커(500) 앞에는 바를 추가로 가열하는 가열기(200)가 구비될 수 있다.
도 2는 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다. 도 2에 개시된 연주~압연 직결 설비는 도 1에 개시된 설비와 구성이 대부분 동일하나, 조압연기(400) 앞에 슬라브를 추가로 가열하는 가열기(200')가 구비되어, 슬라브 에지 온도 확보가 용이하여 에지 결함 발생을 낮게 할 수 있어 표면 품질 확보에 유리하다. 또한 조압연기 이전에 슬라브 1매 이상의 길이만큼의 공간을 확보하고 있어, 배치(Batch)식 압연도 가능하다.
본 발명의 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판은 도 1 및 2에 개시된 연주~압연 직결 설비에서 모두 생산이 가능하다.
이하, 본 발명의 냉연강판 생산에 적용 가능한 열연강판의 제조방법의 일 실시형태에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 이때, 상기 연속주조는 4.0~8.0mpm(m/min)의 주조속도로 행하는 것이 바람직하다. 주조속도를 4.0mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 다만, 주조속도가 느릴 경우 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 이러한 편석이 발생하면 강도 및 가공성 확보가 어려울 뿐만 아니라, 폭 방향 또는 길이 방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 커지게 된다. 만약 8.0mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있으므로, 상기 주조속도는 4.0~8.0mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이 때, 상기 박 슬라브는 두께가 60~120mm인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 60mm 미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 박 슬라브의 두께는 60~120mm의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 박 슬라브를 얻는 단계 후에는 상기 박 슬라브에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 예를 들어, 조압연 스케일 브레이커(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라 함) 노즐에서 50℃ 이하의 냉각수를 50~350bar 압력으로 분사하여 박 슬라브의 표면 스케일을 250㎛ 이하의 두께로 제거할 수 있다. 상기 압력이 50bar 미만인 경우에는 박 슬라브 표면에 산수형 스케일 등이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있다. 반면 350bar를 초과할 경우 바 에지 온도가 급격히 하락하여 에지 크랙이 발생할 수 있다.
이후, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는다. 예를 들어, 연속주조된 박 슬라브를 2~5개의 스탠드로 구성된 조압연기에서 조압연할 수 있다.
한편, 상기 조압연시 인입되는 박 슬라브의 표면 온도는 900~1200℃인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 표면온도가 900℃ 미만인 경우에는 조압연 하중 증가 및 조압연 과정에서 바 에지부에 크랙이 발생할 가능성이 있고, 이 경우 열연강판의 에지부 결함을 초래할 수 있다. 만약, 박 슬라브 표면온도가 1200℃를 초과하는 경우에는 열연 스케일(scale) 잔존에 따른 열연 표면품질 저하와 같은 문제가 발생할 수 있다. 뿐만 아니라, 주편 내부 온도가 너무 높아 미응고가 발생할 수 있어 조압연 전에 주편이 부풀어 올라 주조 중단이 발생할 수 있다. 또한 벌징(Bulging)이 발생하여 MLH(Mold Level Hunting)가 심하게 발생하여 주속 감속 및 고속 주조가 어려울 수 있다. 즉, 몰드(Mold)내의 용강이 심하게 흔들려 고속주조가 어려울 수 있으며, 연주 조업을 순간적으로 안정화하기 위해 주속을 감속해야 하나, 이로 인해 표면품질 및 강도를 확보할 수 없고 연연속압연이 어려울 수 있다.
또한, 상기 조압연 직후, 상기 바(Bar) 에지부 온도는 800~1100℃인 것이 바람직하다. 상기 바의 에지부 온도가 800℃ 미만인 경우에는 바의 에지부에 NbC, Nb(C,N), (Nb,Ti)(C,N), AlN 및 BN 등의 복합 석출물이 다량 생성되어 고온연성 저하에 따라 에지 크랙 발생 민감성이 아주 높아지는 문제점이 있다. 반면에 에지부 온도가 1100℃ 초과인 경우에는 박 슬라브 중심부 온도가 너무 높게 되어 산수형 스케일이 다량 발생하여 산세 후 표면 품질이 열위해지는 문제가 발생할 수 있다.
상기 바를 얻는 단계 후에는 상기 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계를 추가로 포함하는 것이 바람직하다. 도 3은 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, FSB)의 일 실시형태를 나타낸 모식도이다. 도 3에 도시된 바와 같이 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함)(500)은 냉각수 분사 노즐(502)을 포함한다. 상기 냉각수 분사 노즐(502)로부터 냉각수(504)가 분사되어 바의 표면에 형성된 스케일을 제거하게 된다. 상기 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 공정은 상기 바에 50~350bar의 압력으로 50℃ 이하의 냉각수를 분사하여 스케일을 20㎛ 이하의 두께로 제거하는 것이 바람직하다. 상기 압력이 50bar 미만인 경우에는 스케일이 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형(스트립이 움푹 파짐), 비늘형(비늘 무늬 형태) 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위하게 된다. 반면에 상기 압력이 350bar 초과인 경우에는 마무리압연 온도가 Ar3 미만의 온도로 내려가 압연 하중이 급격히 증가하여 통판성이 좋지 않아 조업 중단이 발생할 수 있다.
한편, 본 발명에서는 상기 마무리압연 스케일 브레이커(500)의 냉각수 분사 노즐(502)로부터 바에 분사되는 냉각수(502)의 겸침(overlap) 면적율은 하기 관계식 5를 만족하는 것이 바람직하다. 여기서, 냉각수(502)의 겸침(overlap) 면적율이란 상기 바 표면에 분사되는 냉각수의 전체 면적 대비 냉각수의 겹침 면적(A)의 비를 의미한다. 상기 냉각수의 겸침 면적율은 스케일 제거 측면에서도 영향을 미치지만, 강판의 폭 방향 온도에도 영향을 미쳐 재질 편차를 유발할 수 있기 때문에 적절하게 제어하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 5에서 (X3-85X2+1800X)/1000 값이 5 미만일 경우 폭 방향 온도 편차가 발생하여 재질 편차가 심하게 발생할 수 있다.
[관계식 5] (X3-85X2+1800X)/1000 ≥ 5
(상기 관계식 5에서 X는 마무리 압연 스케일 브레이커에서 강판에 분사되는 냉각수의 겹침 면적율(%)을 의미함.)
이후, 상기 바를 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열간 압연시에는 예를 들어 3~6개의 스탠드로 이루어진 사상압연기에서 마무리 압연할 수 있다. 특히, 스트립의 길이 방향 재질 편차를 최소화하기 위해서는 하나의 스트립을 제조하는 동안 마지막 압연기에서의 온도 편차가 75℃ 이하가 되도록 제어하는 것이 중요하다. 한편, 상기 온도 편차란 마지막 압연기에서 압연온도의 최대값과 최소값의 차이를 의미한다.
상기 마무리 압연 온도가 Ar3 미만인 경우에는 열간압연시 롤의 부하가 크게 증가하여 에너지 소비 증가 및 작업속도가 늦어지고, 충분한 오스테나이트 분율을 확보하지 못해 목표로 하는 미세조직 및 재질을 확보할 수 없다. 또한 마지막 압연기에서 하나의 스트립을 제조하는 동안 마지막 압연기의 입측 온도 편차가 75℃를 초과할 경우 오스테나이트와 페라이트 분율이 폭 방향으로 편차가 심하게 발생하여 재질편차가 심해질 수 있다.
아울러, 상기 마지막 압연기에서 하나의 스트립을 제조하는 동안 마지막 압연기의 속도 편차는 60mpm 이하인 것이 바람직하다. 만약 마지막 압연기의 속도 편차가 60mpm을 초과할 경우 온도 및 압연 부하가 불균일하게 되어 열연재의 재질 및 두께 편차가 발생하고, 냉간 압연시 불균한 압연에 의해 최종제품의 두께 편차가 심해질 수 있다. 상기 속도 편차는 55mpm이하인 것이 보다 바람직하고, 50mpm이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 속도 편차란 마지막 압연기에서 압연속도의 최대값과 최소값의 차이를 의미한다.
한편, 상기 마무리 압연시 마지막 압연기의 평균 통판속도는 100~600mpm인 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연시 마지막 압연기의 평균 통판속도가 600mpm를 초과하는 경우에는 판파단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 등온·등속 압연이 어려워 균일한 온도가 확보되지 않아 재질편차가 발생될 수 있다. 반면에, 100mpm 미만인 경우에는 마무리 압연 속도가 너무 느려 마무리 압연 온도를 확보하기 어려울 수 있다.
한편, 상기 마무리 압연은 조압연기에서 만들어진 바를 3~6개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기에서 행할 수 있다.
상기와 같이 얻어지는 열연강판은 두께가 3.0mm 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 2.5mm 이하의 두께를 가질 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 400~650℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 400℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트 변태가 촉진되어 강도가 너무 높아져 냉간압연시 압연성 및 형상이 불량할 수 있는 문제가 있을 수 있고, 650℃를 초과하는 경우는 2차 스케일이 발생하여 표면 품질이 저하될 수 있으므로, 상기 권취온도를 400~650℃로 제어하는 것이 바람직하다.
한편, 전술한 열연강판의 제조방법은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용한 것으로서, 전술한 각 공정이 연속적으로 행하여지는 것을 특징으로 한다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연시 압하율은 40~70%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 압하율이 40% 미만인 경우는 소둔시 재결정이 일어나지 않을 위험성이 있으며 70%를 초과하는 경우는 압연변형저항이 크게 증가하여 압연이 어려워지므로, 압하율은 40~70%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉간압연시 냉연강판의 폭방향 평균 급준도는 1.0% 이하가 되는 것이 바람직하다. 만약 폭방향 평균 급준도가 1.0%를 초과하는 경우에는 냉연강판의 형상이 불량하여 소둔 라인 통과가 어려워 최종제품 생산이 어려울 수 있다. 여기서, 급준도란 냉연강판 스트립의 웨이브(wave) 폭(파고)을 웨이브(wave)의 길이(파장)로 나누고 100을 곱한 값(파고/파장×100)으로 스트립의 형상을 평가하는 중요한 지표이다.
한편, 상기 냉간압연 전에는 상기 열연강판을 산세처리하여 산화층을 제거하는 공정을 추가로 포함할 수 있다.
상기 냉간압연 후, 상기 냉연강판을 Ac3-50℃~Ac3+30℃의 온도범위에서 연속소둔한다. 본 발명은 인장특성 및 신장플랜지성이 동시에 우수한 고강도 강판을 제조하기 위한 것으로서, 이와 같은 강판을 얻기 위해서는 후속하는 소둔 공정의 제어가 중요하다. 특히, 최종 미세조직으로 페라이트 및 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 조직을 복합하여 확보하고, 이로부터 의도하는 기계적 물성을 갖도록 하기 위해서는 최종 소둔시 온도범위가 매우 중요하다. 상기 소둔온도가 Ac3-50℃ 미만일 경우에는 다량의 페라이트의 잔류로 인해 강도의 감소가 발생하며, 소둔 온도가 Ac3+30℃를 초과하는 경우에 오스테나이트 분율이 너무 높아 최종 냉각 후 경질 조직 분율이 높아져 연성을 확보함에 있어 어려울 수 있고, Si, Mn 등의 표면 산화물 증가를 유발하게 되므로, 상기 소둔온도는 Ac3-50℃~Ac3+30℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 언급한 Ac3는 가열시에 페라이트가 오스테나이트로 변태되기 시작하는 온도를 의미한다.
상기 연속소둔된 냉연강판을 Ar1~Ar3의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각종료온도가 Ar1 미만인 경우에는 페라이트 변태가 다량 발생하여 강의 강도가 저하될 우려가 있으며, 반면, Ar3를 초과하는 경우에는 오스테나이트 분율이 너무 높아 최종 냉각 후 경질 조직 분율이 높아져 연성을 확보함에 있어 어려울 수 있고, 최종 냉각구간이 지나치게 길어 강판의 형상품질이 저하될 우려가 있다. 상기 언급한 Ar3는 냉각시에 오스테나이트가 페라이트로 변태가 시작되는 온도이고, Ar1은 냉각시에 오스테나이트가 페라이트로 완전히 변태가 완료되는 온도를 의미한다. 한편, 상기 냉각정지온도는 Ar1+50℃~Ar3-20℃의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
상기 1차 냉각속도는 1~10℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각속도가 1℃/s 미만일 경우에는 페라이트나 펄라이트 등의 미세조직이 다량 형성되어 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란할 수 있다. 반면, 상기 1차 냉각속도가 10℃/s를 초과하는 경우에는 급격한 베이나이트 변태 또는 마르텐사이트 변태가 일어나, 강판의 형상품질이 저하되는 문제가 발생할 수 있고, 목표로 하는 페라이트 분율을 확보하지 못해 최종 냉각 시 경질 조직 분율이 높아져 연성을 확보함에 있어 어려울 수 있어, 상기 1차 냉각속도는 1~10℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 Mf-50℃~Ms+50℃의 온도범위까지 5~30℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각한다. 2차 냉각정지온도가 Mf-50℃ 미만인 경우 마르텐사이트 내의 과포화된 C이 탄화물로 석출되기 어려워 마르텐사이트 조직 보다 연성이 양호한 오토 마르텐사이트 조직으로의 변태가 적게 일어나, 연성 및 신장플랜지성을 확보함에 있어 어려울 수 있고, Ms+50℃를 초과할 경우 마르텐사이트를 얻기가 곤란하여, 목표로 하는 강도를 얻지 못할 수 있어, 상기 2차 냉각정지온도는 Mf-50℃~Ms+50℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 언급된 Ms는 마르텐사이트 변태가 시작되는 온도이고, Mf는 마르텐사이트 변태가 완료되는 온도를 의미한다.
상기 2차 냉각속도는 5~30℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우에는 충분한 마르텐사이트 분율을 확보하기 곤란하여 목표하는 강도를 확보하기 어려운 문제가 있고, 상기 2차 냉각속도가 50℃/s를 초과할 경우 목표로하는 마르텐사이트 분율이 초과되어 연성 및 신장플랜지성을 확보함에 있어 어려울 수 있어, 상기 2차 냉각속도는 5~50℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
하기 표 1 및 2의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 연연속압연 모드로 상기 용강을 6mpm의 주조속도로 연속주조하여 90mm 두께의 박 슬라브를 얻고, 상기 박 슬라브를 하기 표 3에 기재된 제조조건으로 2.4mm 두께의 열연강판으로 제조하였다. 단, 종래예의 경우에는 기존 열연밀에서 250mm 두께의 슬라브를 주조한 후, 하기 표 3에 기재된 제조조건으로 기존 배치 공정에서 3.5mm 두께의 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 제조된 각각의 열연강판을 산세한 후 하기 표 4에 나타낸 조건으로 냉간압연하여 냉간압연강판(Full Hard재, 이하 FH재)을 얻고, 소둔, 1차 및 2차 냉각하여 최종 냉연강판(Cold Rolled재, 이하 CR재)을 제조하였다. 그리고, 표 3에서의 Ac3, Ar3, Ar1, Ms 및 Mf 온도는 상용 열역학 소프트웨어인 JmatPro-v9.1을 이용하여 계산하였다.
이와 같이 제조된 각각의 냉연강판에 대해서, 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다. 그리고, 형상은 냉연강판의 웨이브(wave) 폭(파고)을 웨이브(wave) 길이(파장)로 나누고 100을 곱한 급준도(=파고/파장X100)로 평가하였다.
페라이트(F), 마르텐사이트(M) 및 오토 템퍼드 마르텐사이트(A.M)의 면적분율은 광학현미경, 주사전자현미경(SEM, Scanning Electron Microscope)을 이용하여 각각 500배, 5,000배의 배율로 10군데를 랜덤(Random)으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 면적율을 측정한 후 평균 값으로 나타내었다.
페라이트(F), 마르텐사이트(M) 및 오토 템퍼드 마르텐사이트(A.M)의 단축 결정립 사이즈 및 분포는 SEM를 이용하여 3,000배의 배율로 10군데를 랜덤으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 단축의 사이즈를 측정한 후 평균값으로 나타내었다.
인장강도는 JIS 5호 시편을 폭 w/2지점에서 압연 직각방향(C방향)으로 채취하여 측정한 값이며, 인장강도의 길이 편차는 스트립의 Top과 Tail에 폭 w/2지점에서 측정한 인장강도 값의 차이를 나타낸 것이다. 그리고, 신장플랜지율(Hole Expanding Ratio, 이하 HER)은 10.8mm의 직경으로 구멍을 타발한 후 콘으로 밀어 올려 원주부분에 크랙이 발생하기 직전까지 확장된 구멍의 직경을 최초 직경(10.8mm)의 백분율로 계산한 값이다.
연성비는 표 5에 기재된 전기저항점용접 조건(ISO 18728-2의 규정)을 적용하여 용접한 후 평가하였으며, 이 결과를 표 6에 나타내었다.
구분
 합금조성(중량%)
C Mn Si P S Al Cr Ti Nb B N
발명강1 0.048 2.56 0.12 0.007 0.001 0.025 0.96 0.045 0.031 0.0023 0.0062
발명강2 0.041 2.25 0.21 0.015 0.0014 0.026 1.2 0.047 0.028 0.0025 0.0059
발명강3 0.048 2.61 0.15 0.008 0.0015 0.035 0.8 0.05 0.03 0.0025 0.0035
비교강1 0.065 1.95 0.15 0.008 0.001 0.035 1.03 0.029 0.032 0.0023 0.0051
발명강4 0.035 2.95 0.1 0.008 0.0011 0.04 1.5 0.031 0.035 0.0035 0.0045
비교강2 0.095 1.85 0.45 0.01 0.001 0.025 1.3 0.045 0.031 0.0023 0.0062
비교강3 0.022 1.85 0.35 0.007 0.001 0.031 2 0.041 0.035 0.0025 0.0058
발명강5 0.041 2.35 0.12 0.01 0.0012 0.032 0.56 0.045 0.031 0.0025 0.005
발명강6 0.045 2.55 0.1 0.026 0.0016 0.035 1 0.039 0.029 0.0026 0.0055
비교강4 0.032 2.85 0.48 0.022 0.004 0.029 0.95 0.045 0.035 0.0025 0.0059
발명강7 0.054 2.25 0.15 0.007 0.001 0.031 1.09 0.039 0.039 0.0024 0.0045
비교강5 0.024 2.01 0.11 0.05 0.0033 0.035 1.1 0.041 0.031 0.0023 0.0041
종래강 0.049 2.53 0.15 0.02 0.003 0.035 1.01 0.05 0.03 0.0025 0.0035
구분 [Cp] 관계식 1 만족여부 관계식 2 [Ceq] 관계식 3 관계식 4
발명강1 0.058 ○ 2.48 0.197 197 79
발명강2 0.053 ○ 2.19 0.195 195 89
발명강3 0.05 ○ 2.41 0.204 204 85
비교강1 0.058 × 3.78 0.187 187 49
발명강4 0.048 ○ 1.67 0.205 205 123
비교강2 0.05 × 4.74 0.226 226 48
비교강3 0.046 ○ 1.22 0.143 143 117
발명강5 0.055 ○ 2.24 0.186 186 83
발명강6 0.052 ○ 2.36 0.233 233 98
비교강4 0.038 ○ 1.23 0.247 247 200
발명강7 0.055 ○ 2.95 0.189 189 64
비교강5 0.06 ○ 1.44 0.238 238 165
종래강 0.051 ○ 2.51 0.230 230 83
[Cp]는 0.09-0.038C-0.013Mn-0.028Si+0.00015Cr이고, [Ceq]는 C+Si/30+Mn/20+2P+3S임.
구분
 강종No.
 열연강판두께(mm)
 마무리 압연시 마지막 압연기 권취온도
(℃)
통판속도
(mpm)		 속도편차
(mpm)		 Ar3
(℃)		 압연온도
(℃)		 온도편차
(℃)
발명예1 발명강1 2.4 225 35 750 781 45 550
발명예2 발명강2 2.4 225 40 760 778 44 546
발명예3 발명강3 2.4 225 38 751 779 40 551
비교예1 비교강1 용강 유출로 주조 중단
발명예4 발명강4 2.4 225 45 725 782 50 551
비교예2 비교강2 용강 유출로 주조 중단
비교예3 비교강3 2.4 225 38 785 779 50 556
발명예5 발명강5 2.4 225 25 780 781 48 550
발명예6 발명강6 2.4 225 35 770 780 51 549
비교예4 비교강4 2.4 225 40 790 776 48 551
발명예7 발명강7 2.4 225 42 800 785 50 549
비교예5 비교강5 2.4 225 43 20 780 52 550
종래예1 종래강 3.5 650 250 747 935 135 553
구분 강종No. 냉연강판두께(mm) 냉간
압하율
(%)		 Ac3
(℃)		 Ar3
(℃)		 Ar1
(℃)		 Ms
(℃)		 Mf
(℃)		 소둔
온도
(℃)		 1차 냉각 2차 냉각
정지온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 정지온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)
발명예1 발명강1 1.2 57 802 750 515 384 272 800 651 5 373 15
발명예2 발명강2 1.2 57 816 760 560 396 285 815 652 5 371 15
발명예3 발명강3 1.2 57 805 751 505 387 275 800 655 5 379 15
비교예1 비교강1 용강 유출로 주조 중단
발명예4 발명강4 1.2 57 789 725 540 364 250 786 645 5 374 15
비교예2 비교강2 용강 유출로 주조 중단
비교예3 비교강3 1.2 57 829 785 600 404 293 825 649 5 370 15
발명예5 발명강5 1.2 57 817 780 550 407 296 814 651 5 371 15
발명예6 발명강6 1.2 57 810 770 515 376 263 805 655 5 370 15
비교예4 비교강4 1.2 57 807 790 410 370 256 798 652 5 371 15
발명예7 발명강7 1.2 57 810 800 555 391 280 805 658 5 369 15
비교예5 비교강5 1.2 57 840 820 580 416 306 831 657 5 371 15
종래예1 종래강 1.5 57 801 747 505 385 272 794 645 5 320 15
용접조건(Single phase AC, 60Hz) 전극 사양
가압력 (kN) 용접시간 (cycle) 유지시간 (cycle) Squeeze 시간 (cycle) 냉각수 수량
(l/min)		 용접 전류(kA)
4 17 17 40 4 7 Cr-Cu alloy,
R type, 6mm
구분
 폭 방향 FH재
평균
급준도
(%)		 스트립
길이
방향
절삭
길이
(m)		 미세조직 분율(%) 결정립
사이즈
(㎛)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 길이 방향
인장강도
편차
(△MPa)		 HER
(%)		 연성비
(%)
F M+A.M F M+A.M
발명예1 0.33 22 55 45 1.35 1.05 655 835 15 28 57 55
발명예2 0.29 31 58 42 1.35 1.10 638 825 16 26 58 57
발명예3 0.35 21 55 45 1.29 1.05 662 840 15 29 56 56
비교예1 용강 유출로 주조 중단
발명예4 0.30 22 56 44 1.31 1.11 668 839 15 29 54 56
비교예2 용강 유출로 주조 중단
비교예3 0.32 28 72 28 2.29 1.20 615 790 21 21 60 60
발명예5 0.35 23 59 41 1.28 1.15 635 820 17 20 58 58
발명예6 0.85 21 28 62 1.25 1.20 692 900 12 22 42 38
비교예4 0.97 22 25 65 1.25 1.21 699 920 11 21 40 30
발명예7 0.41 20 59 41 1.32 1.10 654 820 16 28 60 53
비교예5 0.54 23 73 27 2.25 1.12 624 795 20 29 62 32
종래예1 0.94 140 45 55 1.56 1.15 644 841 15 55 52 50
상기 F는 페라이트, M은 마르텐사이트, A.M은 오토 템퍼드 마르텐사이트임.
상기 표 1 내지 6에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 성분 관계식 1 내지 4와 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 7의 경우에는 용강 유출에 따른 주조중단 없이 목표로 하는 미세조직 특성을 모두 만족하여 본 발명이 얻고자 하는 우수한 기계적 물성 즉, 800MPa 이상의 인장강도, 10% 이상의 연신율, 35MPa 이하의 길이 방향 인장강도 편차, 35% 이상의 신장플랜지율 및 35% 이상의 연성비을 확보하고 있음을 알 수 있다. 특히, 발명예 1 내지 7은 기존 열연밀에서 배치 모드로 생산한 종래예 1 대비 스트립 절삭 길이가 낮아 실수율이 높고, 길이 방향 인장강도 편차가 작음을 알 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 5는 본 발명이 제안하는 합금조성, 성분 관계식 1 내지 4 중 하나 이상을 만족하지 못하여 용강유출로 인한 주조중단이 발생하였거나, 미세조직 분율의 차이 등으로 인하여 목표로 하는 인장강도나 연성비를 확보하고 있지 못함을 알 수 있다.
한편, 도 4 및 5는 각각 발명예 1의 광학현미경 조직과 SEM 조직사진을 나타낸 것이다. 도 4 및 5에서 알 수 있듯이 페라이트(F)와 오토 템퍼드 마르텐사이트(A.M)가 주요 상(Phase)으로 구성되어 있고, 일부 템퍼링(Tempering)이 되지 않은 마르텐사이트(M) 조직이 구성되어 있음을 확인할 수 있다.
도 6은 발명예 1의 투과전자현미경(TEM) 조직사진이며, 왼쪽은 50,000배, 오른쪽은 왼쪽사진에서 [X]과 [Y]부분을 확대한 100,000배 배율의 조직사진이다. [X]로 표기된 조직사진에서 알 수 있듯이 약 20nm 이하의 마르텐사이트 래스가 아주 선명하게 관찰되는 것으로 마르텐사이트 조직임을 알 수 있다. 그리고, [Y]로 표기된 조직사진에서 알 수 있듯이 [X] 부분의 마르텐사이트 조직에 비해 래스가 선명하지 않고, 10nm이하의 미세한 탄화물인 (Fe,Mn,Cr)3C가 관찰되는 것으로 오토 템퍼드 마르텐사이트 조직이 발명강에 존재함을 알 수 있다.
도 7 및 8은 각각 발명예 1의 페라이트(F) 단축 결정립 사이즈 분포와 마르텐사이트(M)+오토 템퍼트 마르텐사이트(A.M) 단축 결정립 사이즈 분포를 나타낸 그래프이다. 도 7 및 8을 통해 알 수 있듯이 발명강 1에서 단축 결정립 사이즈가 0.2~5.0㎛를 갖는 페라이트(F)와 마르텐사이트(M)+오토 템퍼트 마르텐사이트(A.M) 조직이 분포하고, 특히 단축 사이즈가 0.2~3.0㎛를 갖는 결정립이 많이 존재함을 알 수 있다.
도 9는 발명예 1의 석출물을 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM)으로 촬영한 사진이다. 여기서 석출물 사이즈는 카본 레프리카 방법으로 샘플을 만들고, TEM으로 50,000배 5장, 100,000배 10장을 랜덤으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 석출물 사이즈를 측정하였다. 이 결과에서 알 수 있듯이 30nm이하의 Ti 함량이 높은 (TiNb)(C,N)과 Nb 함량이 높은 (NbTi)(C,N) 석출물이 균일하게 분포하고 있음을 알 수 있다.
도 10 및 11은 각각 발명예 1의 석출물 사이즈 분포 및 석출물 사이의 간격에 대한 분포를 나타낸 그래프이다. 도 10 및 11을 통해 알 수 있듯이 발명예 1에는 1~30nm 사이즈를 갖는 석출물이 존재하고, 특히 사이즈가 1~15nm인 석출물이 주로 분포하고 있음을 알 수 있다. 또한 석출물은 10~150nm 간격 사이에 많이 존재함을 알 수 있다.
(실시예 2)
상기 표 1의 발명강 1과 종래강의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 상기 용강을 6.8mpm의 주조속도로 연속주조하여 90mm 두께의 박 슬라브를 얻고, 상기 박 슬라브를 16mm 두께의 바로 조압연한 뒤, 상기 바를 하기 표 7에 기재된 제조조건으로 열연강판을 제조한 뒤, 이 열연강판을 하기 표 8에 기재된 제조조건을 냉연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직, 기계적 물성 및 연성비 등을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 9에 나타내었다. 한편, 상기 물성 측정은 실시예 1과 동일한 조건으로 행하였다.
구분
 강종No.
 열연강판두께(mm)
 마무리 압연시 마지막 압연기 권취온도
(℃)
통판속도
(mpm)		 속도편차
(mpm)		 Ar3
(℃)		 압연온도
(℃)		 온도편차
(℃)
발명예8 발명강1 2.8 195 30 745 779 52 555
비교예6 발명강1 2.8 195 65 745 775 45 547
비교예7 발명강1 2.8 195 80 745 781 46 552
비교예8 발명강1 2.8 195 35 745 780 80 559
비교예9 발명강1 2.8 195 35 745 785 105 539
비교예10 발명강1 2.8 195 35 745 781 45 542
비교예11 발명강1 2.8 195 35 745 779 45 556
비교예12 발명강1 2.8 195 30 745 781 45 550
비교예13 발명강1 2.8 195 35 745 780 45 549
비교예14 발명강1 2.8 195 35 745 776 50 551
비교예15 발명강1 2.8 195 30 745 785 45 549
비교예16 발명강1 2.8 195 35 745 780 40 550
비교예17 발명강1 2.8 195 35 745 781 45 548
발명예9 발명강1 2.4 195 35 745 780 50 551
발명예10 발명강1 1.8 195 35 745 758 45 550
종래예2 종래강 3.5 650 250 750 935 130 550
종래예3 종래강 2.8 650 250 750 935 140 552
종래예4 종래강 1.9 650 250 750 924 135 553
구분 강종No. 냉연강판두께(mm) 냉간
압하율
(%)		 Ac3
(℃)		 Ar3
(℃)		 Ar1
(℃)		 Ms
(℃)		 Mf
(℃)		 소둔
온도
(℃)		 1차 냉각 2차 냉각
정지온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 정지온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)
발명예8 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 805 649 5 368 15
비교예6 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 795 651 5 371 15
비교예7 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 796 653 5 376 15
비교예8 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 805 649 5 370 15
비교예9 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 801 645 5 375 15
비교예10 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 835 650 5 375 15
비교예11 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 749 651 5 370 15
비교예12 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 786 750 5 371 15
비교예13 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 786 500 5 369 15
비교예14 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 810 650 5 450 15
비교예15 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 816 652 5 216 15
비교예16 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 790 651 5 375 50
비교예17 발명강1 1.2 57 802 745 515 390 278 795 653 5 370 3
발명예9 발명강1 1 57 802 745 515 390 278 791 651 5 379 15
발명예10 발명강1 0.75 57 802 745 515 390 278 795 650 5 375 15
종래예2 종래강 1.5 57 805 750 510 386 274 818 651 5 318 15
종래예3 종래강 1.2 57 805 750 510 386 274 819 652 5 320 15
종래예4 종래강 0.75 61 805 750 510 386 274 - - - - -
구분 폭 방향
FH재
급준도
평균
(%)		 스트립
길이
방향
절삭
길이
(m)		 미세조직 분율
(면적%)		 결정립
사이즈
(㎛)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 길이 방향
인장강도
편차
(△MPa)		 HER
(%)		 연성비
(%)
F M+A.M F M+A.M
발명예8 0.29 42 56 44 1.35 1.05 655 835 15 28 57 55
비교예6 0.31 70 56 44 1.32 1.15 649 837 14 42 55 54
비교예7 0.33 95 60 40 1.29 106 650 839 14 45 56 54
비교예8 0.34 45 58 42 1.32 1.12 651 834 14 43 54 52
비교예9 0.32 41 59 41 1.51 1.21 652 380 15 47 56 51
비교예10 0.31 44 25 75 1.52 3.25 886 988 8 35 33 43
비교예11 0.33 43 78 22 3.52 2.01 560 735 18 29 64 56
비교예12 0.35 45 25 75 1.52 3.21 895 1010 7 32 32 43
비교예13 0.32 48 84 16 3.56 1.95 515 652 21 28 77 58
비교예14 0.38 51 72 28 3.49 2.03 605 779 16 29 58 55
비교예15 0.27 50 26 74 1.52 3.26 883 976 9 34 34 45
비교예16 0.38 51 20 80 1.56 3.35 956 1053 6 36 30 42
비교예17 0.32 52 75 25 3.34 1.99 575 756 17 28 69 55
발명예9 0.35 54 56 44 1.30 1.01 645 844 14 28 55 54
발명예10 0.37 55 55 45 1.20 1.01 635 839 14 29 57 53
종래예2 0.35 120 45 55 1.56 1.15 644 874 12 50 53 54
종래예3 0.49 125 44 56 1.59 1.21 652 869 12 61 52 52
종래예4 1.56 180 형상 불량으로 소둔 미실시
상기 F는 페라이트, M은 마르텐사이트, A.M은 오토 템퍼드 마르텐사이트임.
상기 표 7 내지 9를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 모두 만족하는 발명예 8 내지 10의 경우에는 목표로 하는 미세조직 특성을 모두 만족하여 본 발명이 얻고자 하는 우수한 기계적 물성을 가짐을 알 수 있다. 특히, 발명예 8 내지 10은 열연밀에서 배치 모드로 생산한 종래예 2 및 3 대비하여 스트립 절삭 길이가 낮아 실수율이 높고, 길이 방향 인장강도 편차가 작음을 알 수 있다.
반면, 비교예 6 및 7은 마무리 압연시 마지막 압연기에서의 압연속도편차가 본 발명의 조건을 벗어나 스트립의 길이방향 인장강도 편차가 심하게 발생한 것을 알 수 있다.
비교예 8 및 9는 마무리 압연시 마지막 압연기에서의 압연온도편차가 본 발명의 조건을 벗어나 스트립의 길이방향 인장강도 편차가 심하게 발생한 것을 알 수 있다.
비교예 10 및 11은 소둔온도가 본 발명의 조건을 벗어나 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 않으며, 이로 인해 기계적 물성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 12 및 13은 1차 냉각시 정지온도가 본 발명의 조건을 벗어나 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 않으며, 이로 인해 기계적 물성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 14 및 15는 2차 냉각시 정지온도가 본 발명의 조건을 벗어나 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 않으며, 이로 인해 기계적 물성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 164 및 17은 2차 냉각시 냉각속도가 본 발명의 조건을 벗어나 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하고 있지 않으며, 이로 인해 기계적 물성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
한편, 종래예 4의 경우에는 형상 불량으로 인해 소둔을 실시하는 것이 불가능하였다.
(실시예 3)
상기 표 1의 발명강 2의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 상기 용강을 6.8mpm의 주조속도로 연속주조하여 90mm 두께의 박 슬라브를 얻고, 상기 박 슬라브를 16mm 두께의 바로 조압연한 뒤, 상기 바를 하기 표 10에 기재된 제조조건으로 열연강판을 제조한 뒤, 이 열연강판을 상기 표 4의 발명예 2와 같은 조건으로 냉연 및 소둔처리하여 냉연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 열연강판 및 냉연강판에 대하여 폭 방향 인장강도 편차를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 11에 나타내었다.
구분 강종No. 열연
강판
두께
(mm)		 마무리압연 스케일
브레이커 압력
(bar)		 마무리압연 스케일
브레이커 냉각수
분사 겹침 면적율(%)		 공냉
시간
(℃/s)		 냉각
속도
(℃/s)		 권취
온도
(℃)		 냉연
강판
두께
(mm)
발명예11 발명강2 2.8 235 13 4.0 115 555 1.2
발명예12 발명강2 2.8 240 15 4.2 120 547 1.2
발명예13 발명강2 2.8 225 18 3.9 125 552 1.2
발명예14 발명강2 2.8 230 20 4.5 105 559 1.2
발명예15 발명강2 2.8 250 24 4.1 100 539 1.2
비교예18 발명강2 2.8 235 33 4.3 110 542 1.2
발명예16 발명강2 2.8 240 9 4.2 125 556 1.2
발명예17 발명강2 2.8 235 7 4.3 125 550 1.2
비교예19 발명강2 2.8 235 2 4.4 125 549 1.2
구분 강종No. 관계식5 마지막 압연기
스트립 폭 방향
온도 편차(℃)		 열연강판 냉연강판
폭 방향 인장강도
편차(MPa)		 폭 방향 인장강도
편차(MPa)
발명예11 발명강2 11.2 16 36 22
발명예12 발명강2 11.3 18 37 23
발명예13 발명강2 10.7 19 39 24
발명예14 발명강2 10.0 22 42 25
발명예15 발명강2 8.1 29 45 27
비교예18 발명강2 2.8 44 59 46
발명예16 발명강2 10.0 19 36 25
발명예17 발명강2 8.8 28 44 27
비교예19 발명강2 3.3 38 54 41
[관계식 5] (X3-85X2+1800X)/1000 ≥ 5
상기 관계식 5에서 X는 마무리 압연 스케일 브레이커에서 강판에 분사되는 냉각수의 겹침 면적율(%)을 의미함.
상기 표 10 내지 11에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 제조조건을 만족하는 발명예 11 내지 17의 경우에는 목표로 하는 미세조직 특성을 모두 만족하여 본 발명이 얻고자 하는 폭 방향 인장강도 편차를 확보하고 있음을 알 수 있다.
그러나, 비교예 18 및 19의 경우에는 관계식 5의 값이 5 미만이어서 폭 방향 온도 편차가 발생함에 따라 재질 편차가 심하게 발생하였음을 알 수 있다.
a: 슬라브 b: 바
c: 열연강판 A: 바에 분사되는 냉각수의 겹침 면적
100: 연속주조기 200, 200': 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이커)
400: 조압연기
500: FSB(Fishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이커)
502: 냉각수 분사노즐
504: 냉각수
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기

Claims (21)

  1. 중량%로, C: 0.030~0.080%, Mn: 1.5~3.0%, Si: 0.03%~0.50%, P: 0.001~0.045%, S: 0.0005~0.0035%, Cr: 0.5~2.5%, Al: 0.05%이하, Ti: 0.005~0.10%, Nb: 0.005~0.10%, B: 0.0005~0.004% N: 0.001~0.010, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 4를 만족하며,
    미세조직은 면적분율로 페라이트: 30~70% 및 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 합: 30~70%를 포함하는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
    [관계식 1] [C] ≤ [Cp]
    [관계식 2] 1.5 ≤ [C×Cp]×1000 ≤ 3.5
    [관계식 3] 165 ≤ [Ceq]×1000 ≤ 235
    [관계식 4] 50 ≤ [Ceq]/([C×Cp]) ≤ 150
    (상기 관계식 1 내지 4에서 [Cp]는 0.09-0.038C-0.013Mn-0.028Si+0.00015Cr이고, [Ceq]는 C+Si/30+Mn/20+2P+3S이며, C, Mn, Si, Cr, P 및 S의 함량은 각각 중량%를 나타냄.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 트램프 원소로서 V, Mo, Cu, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트 결정립은 평균 단축 사이즈가 0.2~3.0㎛인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 결정립은 평균 단축 사이즈가 0.2~3.0㎛인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트 래스의 평균 단축 사이즈가 100nm 이하인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 평균 사이즈가 1~30nm인 M(X) (M=Nb,Ti, X=C,N) 석출물을 포함하는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 M(X) (M=Nb,Ti, X=C,N) 석출물 사이의 평균 간격은 10~150nm인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 인장강도가 800MPa 이상이며, 연신율이 10% 이상이고, 스트립의 길이 및 폭 방향 인장강도 편차가 35MPa 이하이며, 신장플랜지율이 35% 이상인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
  9. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 1mm이하의 두께를 갖는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
  10. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 전기저항점용접시 용접부의 연성비(CTS/TSS×100)가 35% 이상인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판.
    (상기 CTS는 Cross Tensile Strength(십자인장강도, kN), TSS는 Tensile Shear Strength(인장전단강도, kN)임.)
  11. 중량%로, C: 0.030~0.080%, Mn: 1.5~3.0%, Si: 0.03%~0.50%, P: 0.001~0.045%, S: 0.0005~0.0035%, Cr: 0.5~2.5%, Al: 0.05%이하, Ti: 0.005~0.10%, Nb: 0.005~0.10%, B: 0.0005~0.004% N: 0.001~0.010, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 4를 만족하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 400~650℃에서 권취하는 단계를 포함하고,
    상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며,
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac3-50℃~Ac3+30℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔된 냉연강판을 Ar1~Ar3의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하는 1차 냉각 단계; 및
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 Mf-50℃~Ms+50℃의 온도범위까지 5~30℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각 단계를 포함하며,
    상기 열간 마무리 압연 전, 마무리압연 스케일 브레이커에서 바에 분사되는 냉각수의 겸침(overlap) 면적율은 하기 관계식 5를 만족하고,
    상기 열간 마무리 압연시 온도 편차는 75℃이하이고, 압연 속도 편차는 60mpm이하인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1] [C] ≤ [Cp]
    [관계식 2] 1.5 ≤ [C×Cp]×1000 ≤ 3.5
    [관계식 3] 165 ≤ [Ceq]×1000 ≤ 235
    [관계식 4] 50 ≤ [Ceq]/([C×Cp]) ≤ 150
    [관계식 5] (X3-85X2+1800X)/1000 ≥ 5
    (상기 관계식 1 내지 4에서 [Cp]는 0.09-0.038C-0.013Mn-0.028Si+0.00015Cr이고, [Ceq]는 C+Si/30+Mn/20+2P+3S이며, C, Mn, Si, Cr, P 및 S의 함량은 각각 중량%를 나타내고, 상기 관계식 5에서 X는 마무리 압연 스케일 브레이커에서 강판에 분사되는 냉각수의 겹침 면적율(%)을 의미함.)
  12. 청구항 11에 있어서,
    상기 용강은 트램프 원소로서 V, Mo, Cu, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  13. 청구항 11에 있어서,
    상기 연속주조는 4~8mpm의 주조속도로 행하는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  14. 청구항 11에 있어서,
    상기 박 슬라브는 두께가 60~120mm인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  15. 청구항 11에 있어서,
    상기 박 슬라브를 얻는 단계 후, 상기 박 슬라브에 냉각수를 50~350bar의 압력으로 분사하여 스케일을 200㎛ 이하의 두께로 제거하는 단계를 추가로 포함하는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  16. 청구항 11에 있어서,
    상기 조압연시 인입되는 박 슬라브의 표면 온도는 900~1200℃이고, 조압연 직후 상기 바 에지부 온도는 800~1100℃인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  17. 청구항 11에 있어서,
    상기 조압연시 누적 압하율은 70~90%인 등방성이 우수한 초극박 열연강판의 제조방법.
  18. 청구항 11에 있어서,
    상기 바를 얻는 단계 후, 상기 바에 50~350bar의 압력으로 냉각수를 분사하여 스케일을 20㎛ 이하의 두께로 제거하는 단계를 추가로 포함하는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  19. 청구항 11에 있어서,
    상기 마무리 열간 압연시 마지막 압연기에서의 평균 통판속도는 100~600mpm인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  20. 청구항 11에 있어서,
    상기 열연강판은 두께가 3.0mm 이하인 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  21. 청구항 11에 있어서,
    상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하는 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
KR1020170180091A 2017-12-26 2017-12-26 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 KR102075222B1 (ko)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170180091A KR102075222B1 (ko) 2017-12-26 2017-12-26 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
PCT/KR2018/016263 WO2019132400A1 (ko) 2017-12-26 2018-12-19 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170180091A KR102075222B1 (ko) 2017-12-26 2017-12-26 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20190078259A true KR20190078259A (ko) 2019-07-04
KR102075222B1 KR102075222B1 (ko) 2020-02-07

Family

ID=67067721

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020170180091A KR102075222B1 (ko) 2017-12-26 2017-12-26 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR102075222B1 (ko)
WO (1) WO2019132400A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113684413A (zh) * 2020-05-18 2021-11-23 宝山钢铁股份有限公司 一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112941285A (zh) * 2021-01-25 2021-06-11 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种q390级低屈强比厚规格黑皮钢热轧板卷及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20050067849A (ko) * 2003-12-29 2005-07-05 주식회사 포스코 열간압연선재의 균일냉각장치 및 그 방법
JP4285741B2 (ja) 2003-10-24 2009-06-24 独立行政法人産業技術総合研究所 有機電界発光素子およびその作製方法
JP4325751B2 (ja) 2003-03-25 2009-09-02 東芝キヤリア株式会社 冷凍サイクル装置
KR20120052023A (ko) * 2010-11-15 2012-05-23 주식회사 포스코 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 ＤＰ강의 제조방법
KR20160078570A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법
KR20160082362A (ko) * 2014-12-26 2016-07-08 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102586688B (zh) * 2011-01-10 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种双相钢板及其制造方法
EP3132063B1 (en) * 2014-04-15 2021-01-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
KR101630975B1 (ko) * 2014-12-05 2016-06-16 주식회사 포스코 구멍 확장성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4325751B2 (ja) 2003-03-25 2009-09-02 東芝キヤリア株式会社 冷凍サイクル装置
JP4285741B2 (ja) 2003-10-24 2009-06-24 独立行政法人産業技術総合研究所 有機電界発光素子およびその作製方法
KR20050067849A (ko) * 2003-12-29 2005-07-05 주식회사 포스코 열간압연선재의 균일냉각장치 및 그 방법
KR20120052023A (ko) * 2010-11-15 2012-05-23 주식회사 포스코 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 ＤＰ강의 제조방법
KR20160078570A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법
KR20160082362A (ko) * 2014-12-26 2016-07-08 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113684413A (zh) * 2020-05-18 2021-11-23 宝山钢铁股份有限公司 一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法
CN113684413B (zh) * 2020-05-18 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2019132400A1 (ko) 2019-07-04
KR102075222B1 (ko) 2020-02-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102209592B1 (ko) 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP3440894B2 (ja) 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101476866B1 (ko) 양호한 스탬핑성을 갖는 저밀도 강
CN110832101B (zh) 材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板及其制造方法
CN110869526B (zh) 超高强度热轧钢板及其制造方法
KR102075222B1 (ko) 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102164108B1 (ko) 형상 품질 및 굽힘성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN111511949B (zh) 膨胀性优异的热轧钢板及其制造方法
KR101999030B1 (ko) 등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법
KR101917467B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP7186291B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
CN111542631A (zh) 超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN117957335A (zh) 冷轧扁钢产品及其生产方法
KR102218435B1 (ko) 표면품질이 우수하고, 재질편차가 적은 열연강판 및 그 제조방법
KR101657847B1 (ko) 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101917469B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101245698B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 재질편차가 우수한 고강도 열연 고버링강의 제조방법
KR102325472B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR102178677B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101245700B1 (ko) 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
CN118119725A (zh) 厚钢板及其制造方法
CN118202081A (zh) 耐碰撞性能和成型性优异的高强度钢板及其制造方法
CN118355143A (zh) 点焊性优异的高强度高成型性钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant