WO2017155263A1 - 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법 - Google Patents

소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2017155263A1
WO2017155263A1 PCT/KR2017/002417 KR2017002417W WO2017155263A1 WO 2017155263 A1 WO2017155263 A1 WO 2017155263A1 KR 2017002417 W KR2017002417 W KR 2017002417W WO 2017155263 A1 WO2017155263 A1 WO 2017155263A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
hot
less
dip galvanized
hardening
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/KR2017/002417
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
한상호
안연상
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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 Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Priority to JP2018546894A priority Critical patent/JP2019512600A/ja
Priority to CN201780016428.7A priority patent/CN108779537A/zh
Priority to US16/079,641 priority patent/US20190071746A1/en
Priority to EP17763524.0A priority patent/EP3428302A4/en
Publication of WO2017155263A1 publication Critical patent/WO2017155263A1/ko
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • C22C38/32—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
    • 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
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • 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
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • 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
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized steel sheet having excellent baking hardening and age resistance and a method of manufacturing the same, and more particularly, hot-dip galvanizing coating having excellent baking hardening and anti-aging properties which can be preferably applied as a material for panel panels for automobiles. It relates to a steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • high-strength steels are being actively used to satisfy both the weight reduction and the high strength of the automobile body.
  • the hardening hardening phenomenon is the phenomenon that the yield strength increases due to the solid solution of activated carbon and nitrogen attached to the dislocation generated in the fret, which increases the strength of the hardening. Due to its improved properties, it is ideal for automotive exterior paneling materials. In addition, it is required to have a certain level of aging resistance to guarantee the aging for a certain period or more in order to apply the material for the automotive exterior panel.
  • Japanese Patent Laid-Open Publication No. 2005-264176 discloses a steel sheet having a composite structure mainly composed of martensite, and has a fine Cu precipitate having a particle diameter of 1 to 100 nm in the structure for improving workability.
  • distributed was disclosed.
  • this technique needs to add an excess of 2 to 5% of Cu in order to precipitate fine Cu particles, which may cause red brittleness resulting from Cu and excessively increase manufacturing costs.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2004-292891 discloses a composite steel sheet comprising a ferrite as a main phase, a residual austenite as a two phase, and a veriniite and martensite as a low temperature transformation phase, and a method for improving the ductility and extension flange of the steel sheet. have.
  • this technique has a problem in that it is difficult to secure the plating quality by adding a large amount of Si and Al to secure the retained austenite phase, and it is difficult to secure the surface quality during steelmaking and performance.
  • due to the metamorphic organic plasticity has a high yield ratio high initial YS value.
  • Korean Patent Laid-Open Publication No. 10-2012-0073564 is a technique for providing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with good workability, comprising a steel sheet including a composite of soft ferrite and hard martensite as a microstructure, and its elongation and r value.
  • a manufacturing method for improving the Lankford value is disclosed.
  • this technique not only ensures excellent plating quality as a large amount of Si is added, but also causes a problem in that the manufacturing cost increases due to the addition of a large amount of Ti and Mo.
  • One of the objects of the present invention is to provide a hot-dip galvanized steel sheet excellent in hardening hardening and aging resistance and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention includes a cold rolled steel sheet and a hot dip galvanized layer formed on the surface of the cold rolled steel sheet, wherein the cold rolled steel sheet is weight percent, C: 0.02 to 0.08%, Mn: 1.3 to 2.1%, and Si: 0.3 % Or less (except 0%), Cr: 1.0% or less (except 0%), P: 0.1% or less (except 0%), S: 0.01% or less (except 0%), N: 0.01% or less (Excluding 0%) and sol.Al: 0.01% to 0.06%, Mo: 0.2% or less (excluding 0%) and B: 0.003% or less (excluding 0%) Containing a remainder Fe and unavoidable impurities, comprising 90-99 area% ferrite and 1-10 area% martensite as a microstructure, at a point of 1 / 4t of the sheet thickness of the cold rolled steel sheet, The ratio (a / b) of the average carbon concentration a in the ferrite located in the imaginary
  • the ratio (d / c) of the average manganese concentration c in martensite and the average manganese concentration d in ferrite located in an imaginary circle having the long axis of the martensite is 0.9 or less is excellent in hardening hardening and aging resistance It provides a galvanized steel sheet.
  • C 0.02 ⁇ 0.08%, Mn: 1.3 ⁇ 2.1%, Si: 0.3% or less (excluding 0%), Cr: 1.0% or less (excluding 0%) ), P: 0.1% or less (excluding 0%), S: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), and sol.Al: 0.01 to 0.06%, Reheating a steel slab comprising at least one selected from the group consisting of Mo: 0.2% or less (excluding 0%) and B: 0.003% or less (excluding 0%), the balance Fe and inevitable impurities; Hot rolling a reheated steel slab in an austenitic single phase region to obtain a hot rolled steel sheet, winding the hot rolled steel sheet, cold rolling the wound hot rolled steel sheet to obtain a cold rolled steel sheet, and the cold rolled steel sheet at 760 to 850 ° C.
  • Continuous annealing at step the first step of cooling the continuous annealing cold rolled steel sheet at an average cooling rate of 2 ⁇ 14 °C / sec to 630 ⁇ 670 °C, the first cooled cold rolled steel sheet (Ms + 20) ⁇ ( Ms + 50) Secondary cooling at an average cooling rate of 3 to 12 ° C./sec until the third cooling of the secondary cooled cold rolled steel sheet at a rate of 4 to 8 ° C./sec to 440 to 480 ° C., the third cooling Immersing the cold rolled steel sheet into a hot dip galvanizing bath to obtain a hot dip galvanized steel sheet, and finally cooling the hot dip galvanized steel sheet at an average cooling rate of 3 ° C./sec or more to (Ms-100) ° C. or lower. It provides a method for producing a hot-dip galvanized steel sheet having excellent baking hardening and aging resistance comprising a.
  • the hot-dip galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention is very excellent in hardening hardening and aging resistance, it can be preferably applied as a material for automotive exterior panels.
  • the inventors of the present invention as a result of in-depth study to provide a hot-dip galvanized steel sheet not only excellent in formability by securing strength and ductility at the same time to be suitable as a material for the exterior panel of the automobile, but also excellent hardening and aging resistance, cold rolled steel sheet
  • a hot-dip galvanized steel sheet satisfying the intended physical properties was provided, and thus the present invention was completed.
  • the hot dip galvanized steel sheet of the present invention includes a cold rolled steel sheet and a hot dip galvanized layer formed on one or both sides of the cold rolled steel sheet.
  • the composition of the hot dip galvanized layer is not particularly limited, and may be a pure galvanized layer or a zinc-based alloy plated layer containing Si, Al, Mg, or the like.
  • the hot dip galvanized layer may be an alloyed hot dip galvanized layer.
  • alloy component and the preferred content range of the cold rolled steel sheet is described in detail. It is noted that the content of each component described below is based on weight unless otherwise specified.
  • Carbon is an essential element added to secure the composite structure desired in the present invention, and in general, as the content of carbon increases, martensite is more easily formed, which is advantageous for producing a composite tissue steel, but the intended strength and yield ratio (yield) In order to secure strength / tensile strength), it is required to manage the proper content. If the carbon content is less than 0.02%, it may be difficult to secure the strength targeted in the present invention, and it may be difficult to form an appropriate level of martensite. On the other hand, when the content exceeds 0.08%, grain boundary bainite is promoted during cooling after annealing, so that the yield ratio of steel is increased, and bending and surface defects are easily generated during processing into automotive parts. Therefore, in the present invention, the carbon content is controlled to 0.02 to 0.08%, more preferably 0.03 to 0.06%.
  • Manganese is an element that improves the hardenability in composite steel, especially an important role in the formation of martensite. If the content of manganese is less than 1.3%, it is difficult to form a composite tissue steel because martensite is impossible to form. On the other hand, if it exceeds 2.1%, martensite is excessively formed and the material becomes unstable. And there is a problem that greatly increases the risk of plate breaking. In addition, there is a problem in that the manganese oxide is eluted to the surface during annealing greatly inhibit the plating property. Therefore, in the present invention, the content of manganese is controlled to 1.3 to 2.1%, more preferably, 1.4 to 1.8%.
  • Silicon contributes to the increase in strength of the steel sheet by solid solution strengthening, but is not intentionally added in the present invention, even if silicon is not added, there is no significant problem in terms of securing physical properties. However, 0% is excluded in consideration of the amount inevitably added during manufacture. On the other hand, when the silicon content exceeds 0.3% there is a problem that the plating surface properties are inferior, in the present invention, the silicon content is controlled to 0.3% or less.
  • Chromium is a component having properties similar to manganese and is an element added to improve the hardenability of steel and the strength of steel.
  • chromium helps to form martensite and forms coarse Cr-based carbides such as Cr23C6 during hot rolling to precipitate the amount of dissolved carbon in steel below an appropriate level, thereby suppressing the yield point yield (YP-El). It is an advantageous element for the production of composite steel with low yield ratio.
  • chromium is an advantageous element for producing high-strength composite tissue steel having high ductility by minimizing ductility drop relative to strength increase. However, when the content exceeds 1.0%, the martensite tissue fraction is excessively increased to cause a decrease in strength and elongation. In the present invention, the chromium content is controlled to 1.0% or less.
  • Phosphorus is the most advantageous element to secure the strength without significantly deteriorating the formability, but when excessively added, the possibility of brittle fracture is greatly increased, which greatly increases the possibility of plate breakage of the slab during hot rolling. Bar, in the present invention, the phosphorus content is controlled to 0.1%.
  • Sulfur is an inevitable impurity contained in steel, and it is desirable to keep the content as low as possible.
  • sulfur in steel increases the possibility of generating red brittle, and the content is controlled to 0.01% or less.
  • Nitrogen is an inevitable impurity contained in steel, and it is important to keep the content as low as possible, but for this purpose, the refining cost of the steel is rapidly increased, so the operating conditions are controlled at 0.01% or less, which is possible.
  • Acid soluble aluminum is an element added for the refinement of particle size and deoxidation, and when the content is less than 0.01%, the aluminum-killed steel cannot be produced in a normal stable state, whereas the content is greater than 0.06%. In this case, it is advantageous to increase the strength due to the grain refinement effect, while the inclusions are excessively formed during steelmaking operation, thereby increasing the possibility of surface defects of the plated steel sheet, and also causing a sharp increase in manufacturing cost. Therefore, in the present invention, the content of acid soluble aluminum is controlled to 0.01 to 0.06%.
  • Molybdenum is an element added to delay the transformation of austenite into pearlite and at the same time to refine the ferrite and improve the strength of the steel. Molybdenum also helps to improve the hardenability of the steel. However, when the content of molybdenum exceeds 0.1%, there is a problem that the production cost is drastically increased and not only economic efficiency is reduced, but also the ductility of the steel is reduced. In the present invention, the content of molybdenum is controlled to 0.1% or less. .
  • boron is an element added to prevent secondary work brittleness due to phosphorus in steel, but even if boron is not added, there is no major problem in terms of securing physical properties.
  • the content of boron exceeds 0.003%, there is a problem that causes a decrease in ductility of the steel, in the present invention, the content of boron is controlled to 0.003% or less.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention includes 90 to 99 area% of ferrite and 1 to 10 area% of martensite as its microstructure.
  • the area ratio of martensite is less than 1%, it is difficult to obtain a steel sheet having a low yield ratio because it is difficult to form a composite structure. On the other hand, if it exceeds 10%, it is difficult to secure the desired workability due to excessive increase in strength. Therefore, it is preferable that it is 1-10 area%, and, as for the area ratio of martensite, it is more preferable that it is 2-5%.
  • the ratio of the average carbon concentration a in martensite and the average carbon concentration b in ferrite located in an imaginary circle having the major axis of the martensite at a diameter of 1 / 4t (a / b) ) Has a value less than or equal to 1.4.
  • a normal baking treatment (approximately 170 ° C., about 20) is performed by appropriately distributing fine martensite in the ferrite matrix and appropriately controlling the ratio of the carbon concentration present in the martensite and inside the ferrite around the martensite. It is designed so that carbon strongly concentrated in martensite can easily diffuse into surrounding ferrite. If the ratio (a / b) of the average carbon concentration exceeds 1.4, the content of solid solution carbon present in the ferrite may be too small to secure the desired baking hardenability. On the other hand, the lower the ratio (a / b) of the above average carbon concentration is, the more favorable it is to secure the bake hardenability. Therefore, the lower limit thereof is not particularly limited in the present invention.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention has a ratio of the average manganese concentration c in martensite and the average manganese concentration d in ferrite located in an imaginary circle having the long axis of martensite as the diameter d at a point of 1 / 4t of sheet thickness d.
  • / c) has a value of 0.9 or less, and more preferably 0.8 or less. If the ratio (d / c) of the average manganese concentration exceeds 0.9, the amount of manganese present in the ferrite is too high to facilitate the formation of manganese bands in the tissue, resulting in processing cracks during molding due to the decrease in ductility of steel. The chances are high.
  • the lower the ratio (d / c) of the average manganese concentration is, the more advantageous for securing ductility, and therefore, the lower limit thereof is not particularly limited in the present invention.
  • the share (M) of martensite having an average circular equivalent diameter of 5 ⁇ m or less (excluding 0 ⁇ m) present in a ferrite grain boundary (including grain boundary triple points) defined by Equation 1 may be 90% or more.
  • M gb is the number of martensites having an average circular equivalent diameter of 5 ⁇ m or less (excluding 0 ⁇ m) present in the ferrite grain boundary
  • M in is a martensite having an average circular equivalent diameter of 5 ⁇ m or less (excluding 0 ⁇ m) present in the ferrite grain boundary. Number of sites
  • the fine martensite having an average circular equivalent diameter of 5 ⁇ m or less mainly exists in grain boundaries rather than in ferrite grains, which is advantageous for maintaining a low yield ratio and improving ductility.
  • the share (M) of martensite is less than 90%, the martensite formed in the crystal grains increases the yield strength upon tensile deformation, thereby increasing the yield ratio, thereby making it difficult to control the yield ratio through temper rolling.
  • martensite present in the crystal grains significantly impedes the progression of dislocations during processing, thereby weakening the ferrite ductility, thereby causing lowering of the elongation.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention may include a part of bainite in addition to the ferrite and martensite.
  • the yield ratio of the steel is significantly increased. It is preferable to suppress.
  • the area ratio B of bainite defined by Equation 2 may be 3 or less. If the area ratio (B) of bainite is greater than 3, the carbon concentration around bainite increases, thereby deteriorating the ductility of the steel, and the yield ratio may increase rapidly.
  • Equation 2 B ⁇ A B / (A F + A M + A B ) ⁇ ⁇ 100
  • a F means the area ratio of ferrite
  • a M means the area ratio of martensite
  • a B means the area ratio of bainite
  • a plated layer may be formed on the surface of the cold rolled steel sheet of the present invention, the plated layer may be either a hot dip galvanized layer or an alloyed hot dip galvanized layer.
  • the plating layer is formed on the surface of the cold rolled steel sheet, there is an advantage that the corrosion resistance is significantly improved.
  • Hot-dip galvanized steel sheet of the present invention described above can be produced by various methods, the production method is not particularly limited. However, as a preferred example, it may be prepared by the following method.
  • the steel slab having the above-described component system is reheated.
  • This process is performed in order to perform the following hot rolling process smoothly, and to fully acquire the physical property of the target steel plate.
  • the process conditions of such a reheating step are not particularly limited and may be ordinary conditions.
  • the reheating process may be performed in a temperature range of 1100 to 1300 ° C.
  • the reheated steel slab is hot rolled in an austenitic single phase station to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the reason why the hot rolling is performed in the austenitic single phase is to increase the uniformity of the tissue.
  • the finish rolling temperature may be (Ar3 + 50) to 950 ° C. If the finish rolling temperature is lower than (Ar3 + 50) ° C., the ferrite and austenite two-phase rolling is highly likely to cause material unevenness. On the other hand, if the finish rolling temperature is higher than 950 ° C., the material is formed by abnormal coarse grain formation by high temperature rolling Non-uniformity may be caused, and thus coil distortion may occur when the hot-rolled steel sheet is cooled.
  • the theoretical temperature of Ar3 can be calculated
  • Ar 3 (° C.) 910-310 [C] -80 [Mn] -20 [Cu] -15 [Cr] -55 [Ni] -80 [Mo]
  • the coiling temperature may be 450 ⁇ 700 °C. If the winding temperature is less than 450 ° C., excessive martensite or bainite formation may cause excessive increase in strength of the hot rolled steel sheet, which may cause problems such as poor shape due to subsequent cold rolling. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 °C, the surface thickening of the elements, such as Si, Mn and B in the steel to reduce the wettability of the hot-dip galvanized may be severe.
  • the wound hot rolled steel sheet is cold rolled to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the cold reduction rate may be 40 to 80%. If the cold reduction rate is less than 40%, securing a target thickness may be difficult, and shape correction of the steel sheet may be difficult. On the other hand, when the cold rolling reduction exceeds 80%, cracks may occur at the edge of the steel sheet, and cold rolling load may be caused.
  • the cold rolled steel sheet is continuously annealed. This process is performed to form ferrite and austenite at the same time as recrystallization and to distribute carbon.
  • annealing temperature is 760-850 degreeC. If the annealing temperature is less than 760 ° C, not only sufficient recrystallization is achieved, but sufficient austenite is difficult to form, which makes it difficult to secure the target strength in the present invention. On the other hand, if it exceeds 850 °C, productivity is lowered, austenite is excessively formed, bainite is formed in a subsequent cooling process, there is a problem that the ductility of the steel is reduced.
  • the annealing temperature range is all equivalent to the two-phase (ferrite + austenite) temperature range, it is more preferable to perform annealing at a temperature containing as much of the ferrite region as possible. This is because the more the initial ferrite at the two-phase annealing temperature, the easier the grain growth after annealing and the better the ductility.
  • Ms martensite transformation start temperature
  • the annealing temperature is more preferably 770 ⁇ 810 °C.
  • the continuous annealing cold rolled steel sheet is first cooled to an average cooling rate of 2 to 14 ° C / sec to 630 to 670 ° C.
  • the higher the primary cooling end temperature or the slower the primary cooling rate the higher the tendency of uniformity and coarsening of the ferrite, which is advantageous for securing ductility of steel.
  • the present invention is characterized by giving a sufficient time for the carbon to diffuse into austenite during the primary cooling, which is very significant in the present invention.
  • carbon diffuses and moves to austenite where carbon concentration is high, and as the temperature increases, the diffusion degree increases as the time increases.
  • the primary cooling end temperature is less than 630 ° C.
  • the diffusion activity of carbon is low due to too low temperature, so that the carbon concentration in the ferrite is increased, the yield ratio is increased, and the cracking tendency is increased during processing.
  • the primary cooling end temperature exceeds 670 °C is advantageous in terms of diffusion of carbon, there is a disadvantage that requires a too high cooling rate in the subsequent cooling, the secondary process.
  • the primary cooling rate is less than 2 °C / sec is disadvantageous in terms of productivity, on the other hand, if it exceeds 14 °C / sec is not preferable because the carbon diffusion can not occur sufficiently.
  • the first cold-rolled cold rolled steel sheet is secondarily cooled to an average cooling rate of 3 to 12 ° C / sec to (Ms + 20) to (Ms + 50) ° C.
  • an average cooling rate 3 to 12 ° C / sec to (Ms + 20) to (Ms + 50) ° C.
  • the secondary cooling end temperature is higher than (Ms + 50) ° C.
  • the tertiary cooling rate can not only be controlled relatively high, but also the possibility that martensite is formed before the plating bath is immersed is increased.
  • the secondary cooling rate is less than 3 ° C / sec martensite is not formed, but is disadvantageous in terms of productivity, on the other hand, if it exceeds 12 ° C / sec as a whole, the flow rate of the plate is faster and may cause problems such as plate distortion .
  • the theoretical temperature of Ms can be obtained by the following equation.
  • the secondary cold-rolled cold rolled steel sheet is thirdly cooled at a rate of 4 to 8 ° C / sec to 440 to 480 ° C.
  • the temperature range is a temperature range of a conventional zinc-based plating bath, this step is performed to prevent the martensite structure is formed before the cold-rolled steel sheet is immersed in the zinc-based plating bath. If the tertiary cooling rate is less than 4 ° C./sec, martensite is not formed, but it is disadvantageous in terms of productivity. On the other hand, if it exceeds 8 ° C./sec, some martensite is formed in the mouth and some bainite is formed. Ductility may deteriorate with increasing yield strength.
  • the cold-rolled cold rolled steel sheet is immersed in a hot dip galvanized bath to obtain a hot dip galvanized steel sheet.
  • the composition of the hot dip galvanizing bath is not particularly limited, and may be a pure galvanizing bath or a zinc alloy plating bath containing Si, Al, Mg, or the like.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is finally cooled to an average cooling rate of 3 ° C / sec or more to (Ms-100) ° C or less. If the final cooling end temperature is less than (Ms-100) ° C., fine martensite may not be obtained, and a problem of plate shape defect may be caused.
  • the average cooling rate is less than 3 ° C / sec martensite is not only irregularly formed in the grain boundary or in the mouth due to the too slow cooling rate, the formation ratio of the grain boundary martensite to the mouth can not be produced low resistance steel.
  • an alloying hot dip galvanized steel sheet can be obtained by carrying out alloying heat treatment of a hot dip galvanized steel sheet before final cooling as needed.
  • the alloying heat treatment process conditions are not particularly limited and may be normal conditions.
  • the alloying heat treatment process may be performed in a temperature range of 480 ⁇ 600 °C.
  • the reduction ratio is preferably 0.3 to 1.6%, more preferably 0.5 to 1.4%. If the reduction ratio is less than 0.3%, sufficient dislocations are not formed and are disadvantageous in terms of plate shape, and in particular, there is a fear that plating platen defects may occur. On the other hand, when the reduction ratio exceeds 1.6%, it is advantageous in terms of dislocation formation, but side effects such as plate breakage may occur due to the limitation of facility capacity.
  • Inventive Steels 1, 2, 4, and 5 and Comparative Examples 1 and 2 correspond to alloyed hot dip galvanized steel sheets in Table 1
  • Inventive Steels 3 and 6 correspond to hot dip galvanized steel sheets.
  • the primary cooling end temperature was 650 ° C
  • the secondary cooling end temperature was 560 ° C
  • the tertiary cooling end temperature was 460 ° C
  • the plating bath temperature was constant at 480 ° C.
  • the microstructure fraction and the C and Mn concentration ratios are the results of analyzing the structure at the plate thickness of 1 / 4t, and the microstructure fraction was first analyzed by martensite and bainite through Lepelar corrosion using an optical microscope. Observations were made again using SEM (3,000 times), and then the size and distribution of martensite were measured as the average value three times through Count Point operation.
  • the concentration ratio of C and Mn preferentially measures the concentration of C and Mn present in each phase in a line and point method using an EDS (Energy Dispersive Spectropy) method using a TEM in a CPS (Count Per Sec) method. This was measured quantitatively.
  • the standard for measuring the concentrations of C and Mn in Aesop, ferrite and martensite was the average carbon concentration in martensite as the concentration of C and Mn measured at positions adjacent to the imaginary circle whose diameter is the minor axis of martensite.
  • the concentrations of C and Mn measured in the ferrite in contact with the imaginary circle having the minor axis of martensite were taken as the average carbon concentration in the ferrite.
  • Inventive Examples 1 to 7 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions proposed by the present invention have a tensile strength of 450 to 650 MPa and excellent strength, and a yield ratio of 0.57 or less. It has a low elongation of 33% or more, excellent in ductility, and has a baking hardening amount (BH) of 35 MPa or more, which is excellent in quench hardening, and has a YP-El value of 0%, indicating excellent aging resistance.
  • BH baking hardening amount
  • Comparative Example 1 the annealing temperature was lower than the range proposed by the present invention, and austenite was not sufficiently formed during annealing, so that martensite was not sufficiently formed in the final structure.
  • Comparative Example 2 the annealing temperature exceeds the range proposed by the present invention, but the hardening hardening property is secured by martensite structure formation, but an aging problem is caused.
  • Comparative Examples 3 and 4 the secondary or tertiary cooling rate exceeds the range proposed by the present invention, thereby preventing the desired baking hardening property or causing an aging problem.
  • Comparative Example 5 the primary cooling rate exceeded the range proposed by the present invention, so that the diffusion of carbon during cooling did not sufficiently occur, so that the desired hardening hardening property of the present invention could not be secured.
  • Comparative Examples 6 to 8 have a high content of C and Cr in the steel, so that a large amount of bainite was formed, resulting in low elongation.

Landscapes

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

Abstract

중량%로, C: 0.02~0.08%, Mn: 1.3~2.1%, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 및 sol.Al: 0.01~0.06%을 포함하고, Mo: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 B: 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 미세조직으로 면적분율로 90~99%의 페라이트와 1~10%의 마르텐사이트를 포함하고, 판 두께 1/4t 지점에서, 마르텐사이트에서의 평균 탄소 농도 a와 상기 마르텐사이트의 장축을 직경으로 하는 가상의 원 내에 위치한 페라이트에서의 평균 탄소 농도 b의 비율(a/b)가 1.4 이하이고, 판 두께 1/4t 지점에서, 마르텐사이트에서의 평균 망간 농도 c와 상기 마르텐사이트의 장축을 직경으로 하는 가상의 원 내에 위치한 페라이트에서의 평균 망간 농도 d의 비율(d/c)가 0.9 이하인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 냉연강판과 이를 제조하는 방법이 개시된다.

Description

소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
본 발명은 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 자동차 외판 판넬용 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충격 안정성의 규제 및 연비 효율이 강조되면서 자동차 차체의 경량화와 더불어 고강도화를 동시에 만족시키기 위해 고장력강이 적극적으로 사용되고 있으며, 이러한 추세를 따라 자동차 외판에도 고강도강의 적용이 확대되고 있는 실정이다.
현재에는 대부분 340MPa급 소부경화강이 자동차 외판으로 적용되고 있으나, 일부 490MPa급 강판도 적용 중에 있으며, 이는 590MPa급의 강판으로 확대 적용될 전망이다.
이와 같이 강도가 증가된 강판을 외판으로 적용할 경우 경량화 및 내덴트성은 향상되는 반면, 강도 증가에 따라 가공시 성형성이 열위해지는 단점이 있다. 이에, 최근 고객사에서는 외판에 고강도강을 적용하면서 부족한 가공성을 보완시키기 위해 항복비(YR=YS/TS)가 낮고, 연성이 우수한 강판을 요구하고 있다.
아울러, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는 일정 수준 이상의 소부경화성을 가질 것이 요구된다. 소부경화 현상은 프렛스 중에 생성된 전위에 도장 소부시 활성화된 고용 탄소 및 질소가 고착되어 항복강도가 증가하는 현상으로, 소부경화성이 우수한 강은 도장소부 전 성형이 용이하며, 최종 제품에서 내덴트성이 향상되는 특성을 가짐으로써, 자동차 외판 판넬용 소재로는 매우 이상적이다. 더불어, 자동차 외판 판넬용 소재로 적용하기 위해서는 일정 이상의 기간 동안 시효(Aging)에 대해 보증할 수 있도록 일정 수준의 내시효성을 가질 것이 요구된다.
고장력 강판에서 가공성을 향상시킨 종래기술로서 일본 공개특허공보 제2005-264176호에는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직을 갖는 강판이 개시되어 있으며, 가공성 향상을 위해 조직 내에 입경 1~100nm의 미세한 Cu 석출물을 분산시킨 고장력 강판의 제조방법이 개시되어 있다. 그런데, 이 기술은 미세한 Cu 입자를 석출시키기 위하여 2~5%의 과량의 Cu를 첨가할 필요가 있으며, 이는 Cu로부터 기인하는 적열취성이 발생할 수 있고, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제점이 있다.
일본 공개특허공보 제2004-292891호에는 주상인 페라이트와 2상인 잔류 오스테나이트 및 저온 변태상인 베리나이트와 마르텐사이트를 포함하는 복합조직 강판과 상기 강판의 연성과 신장플랜지성을 개선하는 방법이 개시되어 있다. 그런데, 이 기술은 잔류 오스테나이트상의 확보를 위해 다량의 Si와 Al을 첨가함에 따라 도금품질을 확보하기 어렵고, 제강 및 연주시 표면품질의 확보가 어려운 문제점을 가지고 있다. 또한, 변태유기소성으로 인해 초기 YS값이 높아 항복비가 높은 단점이 있다.
한국 공개특허공보 제10-2012-0073564호에는 가공성이 양호한 고장력 용융아연도금강판을 제공하기 위한 기술로서, 미세조직으로 연질 페라이트와 경질 마르텐사이트를 복합으로 포함하는 강판과, 이것의 연신율 및 r값(Lankford value)을 개선하기 위한 제조방법이 개시되어 있다. 그런데, 이 기술은 다량의 Si을 첨가함에 따라 우수한 도금품질을 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 다량의 Ti과 Mo의 첨가로부터 제조원가가 상승하는 문제가 발생한다.
본 발명의 목적 중 하나는, 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 냉연강판과 상기 냉연강판의 표면에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함하며, 상기 냉연강판은 중량%로, C: 0.02~0.08%, Mn: 1.3~2.1%, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외) 및 sol.Al: 0.01~0.06%을 포함하고, Mo: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 B: 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 90~99면적%의 페라이트와 1~10면적%의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 냉연강판의 판 두께 1/4t 지점에서, 마르텐사이트에서의 평균 탄소 농도 a와 상기 마르텐사이트의 장축을 직경으로 하는 가상의 원 내에 위치한 페라이트에서의 평균 탄소 농도 b의 비율(a/b)가 1.4 이하이며, 상기 냉연강판의 판 두께 1/4t 지점에서, 마르텐사이트에서의 평균 망간 농도 c와 상기 마르텐사이트의 장축을 직경으로 하는 가상의 원 내에 위치한 페라이트에서의 평균 망간 농도 d의 비율(d/c)가 0.9 이하인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판을 제공한다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.02~0.08%, Mn: 1.3~2.1%, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외) 및 sol.Al: 0.01~0.06%을 포함하고, Mo: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 B: 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트 단상역에서 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계, 상기 열연강판을 권취하는 단계, 상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계, 상기 냉연강판을 760~850℃에서 연속 소둔하는 단계, 상기 연속 소둔된 냉연강판을 630~670℃까지 2~14℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 (Ms+20)~(Ms+50)℃까지 3~12℃/sec의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 단계, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 440~480℃까지 4~8℃/sec의 속도로 3차 냉각하는 단계, 상기 3차 냉각된 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계, 및 상기 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 최종 냉각하는 단계를 포함하는 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명의 일 실시예에 따른 용융 아연계은 도금강판은 소부경화성 및 내시효성이 매우 우수하여 자동차 외판 판넬용 소재로 바람직하게 적용될 수 있다.
본 발명자들은 자동차 외판 판넬용 소재로 적합하도록 강도 및 연성을 동시에 확보하여 성형성이 우수할 뿐만 아니라, 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판을 제공하기 위하여 깊이 연구한 결과, 소지인 냉연강판의 조성 범위를 적절히 제어함과 더불어 제조 조건을 최적화함으로써, 의도하는 물성을 만족하는 용융 아연계 도금강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 용융 아연계 도금강판은, 냉연강판 및 상기 냉연강판의 일면 또는 양면에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함한다. 본 발명에서는 용융 아연계 도금층의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금층이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금층일 수 있다. 또한, 상기 용융 아연계 도금층은 합금화 용융 아연계 도금층일 수 있다.
이하, 소지인 냉연강판의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대하여 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.02~0.08%
탄소는 본 발명에서 목적하는 복합조직을 확보하기 위해 첨가하는 필수 원소로써, 일반적으로 탄소의 함량이 증가할수록 마르텐사이트의 형성이 용이하여 복합조직강 제조에 유리하나, 의도하는 강도 및 항복비(항복강도/인장강도)를 확보하기 위해서는 적정 함량으로 관리할 것이 요구된다. 만약, 탄소 함량이 0.02% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있으며, 적정 수준의 마르텐사이트 형성이 어려울 수 있다. 반면, 그 함량이 0.08%를 초과할 경우 소둔 후 냉각시 입계 베이나이트 형성이 촉진되어 강의 항복비가 높아지고, 자동차 부품으로의 가공시 굴곡 및 표면 결함 발생이 용이해지는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 탄소의 함량을 0.02~0.08%로 제어하며, 보다 바람직하게는, 0.03~0.06%로 제어한다.
Mn: 1.3~2.1%
망간은 복합조직강에서 경화능을 향상시키는 원소로서, 특히 마르텐사이트를 형성시킴에 있어 중요한 역할을 하는 원소이다. 만약, 망간 함량이 1.3% 미만인 경우 마르텐사이트 형성이 불가하여 복합조직강 제조가 어려우며, 반면, 2.1%를 초과하는 경우 마르텐사이트가 과잉 형성되어 재질이 불안정해지고, 조직 내 망간 밴드가 형성되어 가공 크랙 및 판파단 발생 위험이 크게 급증하는 문제가 있다. 또한, 소둔시 망간 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 망간의 함량을 1.3~2.1%로 제어하며, 보다 바람직하게는, 1.4~1.8%로 제어한다.
Si: 0.3% 이하(0%는 제외)
실리콘은 고용강화에 의해 강판의 강도 상승에 기여하나, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지는 않으며, 실리콘을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 다만, 제조상 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 실리콘 함량이 0.3%를 초과할 경우 도금 표면 특성이 열위해지는 문제가 있는 바, 본 발명에서는 실리콘 함량을 0.3% 이하로 제어한다.
Cr: 1.0% 이하(0%는 제외)
크롬은 망간과 유사한 특성을 갖는 성분으로, 강의 경화능 향상과 더불어 강의 강도 향상을 위해 첨가되는 원소이다. 또한, 크롬은 마르텐사이트 형성에 도움을 주며, 열간압연 중 Cr23C6와 같은 조대한 Cr계 탄화물을 형성하여 강 중 고용 탄소량을 적정 수준 이하로 석출시킴으로써, 항복점 연신(YP-El) 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 원소이다. 또한, 크롬은 강도 상승 대비 연성 하락을 최소화하여 고연성을 갖는 고강도 복합조직강 제조에도 유리한 원소이다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 마르텐사이트 조직 분율을 과도하게 증가시켜 강도 및 연신율 저하를 초래하는 바, 본 발명에서는 크롬 함량을 1.0% 이하로 제어한다.
P: 0.1% 이하(0%는 제외)
인은 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도를 확보하는데 가장 유리한 원소이나, 과잉 첨가될 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 중 슬라브의 판파단 발생 가능성이 크게 증가하며, 도금 표면 특성을 저해하는 바, 본 발명에서는 인 함량을 0.1%로 제어한다.
S: 0.01% 이하(0%는 제외)
황은 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 바람직하다. 특히, 강 중 황은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 바, 그 함량을 0.01% 이하로 관리한다.
N: 0.01% 이하(0%는 제외)
질소는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리함이 중요하나, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있으므로, 조업 조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 관리한다.
sol.Al: 0.01~0.06%
산가용 알루미늄은 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만인 경우 통상의 안정된 상태로 알루미늄 킬드(Al-killed) 강을 제조할 수 없으며, 반면, 그 함량이 0.06%를 초과할 경우 결정립 미세화 효과로 인해 강도 상승에는 유리한 반면, 제강 연주 조업시 개재물이 과다 형성되어 도금강판의 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐 아니라, 제조 원가의 급격한 상승을 초래하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 산가용 알루미늄의 함량을 0.01~0.06%로 제어한다.
Mo: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 B: 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상
몰리브덴은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트 미세화 및 강의 강도 향상을 위해 첨가되는 원소이다. 또한, 몰리브덴은 강의 경화능 향상에도 도움을 준다. 다만, 몰리브덴의 함량이 0.1%를 초과할 경우, 제조 원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어질 뿐만 아니라, 강의 연성도 저하되는 문제가 있는 바, 본 발명에서는 몰리브덴의 함량을 0.1% 이하로 제어한다.
또한, 보론은 강 중 인에 의한 내 2차 가공 취성을 방지하기 위해 첨가되는 원소이나, 보론을 첨가하지 않더라도 물성 확보 측면에서 큰 지장은 없다. 한편, 보론의 함량이 0.003%를 초과하게 되면 강의 연성 저하를 초래하는 문제가 있은 바, 본 발명에서는 보론의 함량을 0.003% 이하로 제어한다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 냉연강판은 그 미세조직으로 90~99면적%의 페라이트(ferrite)와 1~10면적%의 마르텐사이트(martensite)을 포함한다.
만약, 마르텐사이트의 면적율이 1% 미만인 경우 복합조직 형성이 곤란하여 항복비가 낮은 강판을 얻기 어려우며, 반면, 10%를 초과할 경우 강도의 지나친 상승으로 인해 목적하는 가공성 확보가 어려운 문제가 있다. 따라서, 마르텐사이트의 면적율은 1~10면적%인 것이 바람직하고, 2~5%인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 냉연강판은 판 두께 1/4t 지점에서, 마르텐사이트에서의 평균 탄소 농도 a와 상기 마르텐사이트의 장축을 직경으로 하는 가상의 원 내에 위치한 페라이트에서의 평균 탄소 농도 b의 비율(a/b)이 1.4 이하의 값을 가진다.
본 발명에서는 페라이트 기지 내 미세한 마르텐사이트를 적절히 분포시킴과 동시에, 마르텐사이트 내부와 상기 마르텐사이트 주위의 페라이트 내부에 존재하는 탄소 농도의 비율을 적절히 제어함으로써, 통상의 소부 처리(약 170℃, 약 20분)에 의해 마르텐사이트에 강하게 밀집된 탄소가 주위의 페라이트에 용이하게 확산할 수 있도록 설계를 하였다. 만약, 상기 평균 탄소 농도의 비율(a/b)가 1.4를 초과할 경우, 페라이트에 존재하는 고용 탄소의 함량이 지나치게 적어 목적하는 소부경화성을 확보할 수 없다. 한편, 상기 평균 탄소 농도의 비율(a/b)이 낮을수록 소부경화성 확보에 유리하므로 본 발명에서는 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
또한, 본 발명의 냉연강판은 판 두께 1/4t 지점에서, 마르텐사이트에서의 평균 망간 농도 c와 상기 마르텐사이트의 장축을 직경으로 하는 가상의 원 내에 위치한 페라이트에서의 평균 망간 농도 d의 비율(d/c)가 0.9 이하의 값을 가지며, 보다 바람직하게는 0.8 이하의 값을 가진다. 만약, 상기 평균 망간 농도의 비율(d/c)이 0.9를 초과할 경우, 페라이트에 존재하는 망간의 함량이 지나치게 높아 조직 내 망간 밴드 형성이 용이해지며, 강의 연성 저하로 인해 성형시 가공 크랙 발생 가능성이 높아지게 된다. 한편, 상기 평균 망간 농도의 비율(d/c)이 낮을수록 연성 확보에 유리하므로, 본 발명에서는 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
일 예에 따르면, 하기 식 1에 의해 정의되는 페라이트 결정립계(입계 삼중점 포함)에 존재하는 평균 원상당 직경 5μm 이하(0μm 제외)의 마르텐사이트의 점유율(M)이 90% 이상일 수 있다.
[식 1] M = {Mgb/(Mgb+Min)} × 100
(여기서, Mgb는 페라이트 결정립계에 존재하는 평균 원상당 직경 5μm 이하(0μm 제외)의 마르텐사이트의 개수를 의미하고, Min은 페라이트 결정립내에 존재하는 평균 원상당 직경 5μm 이하(0μm 제외)의 마르텐사이트의 개수를 의미함)
즉, 평균 원상당 직경이 5μm 이하(0μm 제외)인 미세 마르텐사이트가 페라이트 결정립내가 아닌 결정립계에 주로 존재할수록 낮은 항복비 유지와 함께 연성 향상에 유리하다. 만약, 마르텐사이트의 점유율(M)이 90% 미만일 경우 결정립내에 형성된 마르텐사이트가 인장 변형시 항복강도를 상승시켜 항복비가 높아지고, 이에 따라 조질압연을 통한 항복비 제어가 곤란해질 수 있다. 더불어, 결정립내에 존재하는 마르텐사이트가 가공시 전위의 진행을 현저히 방해하여 페라이트 연성을 약화시킴으로써, 연신율 저하가 야기될 수 있다.
한편, 본 발명의 냉연강판은 상기 페라이트 및 마르텐사이트 이외에도 베이나이트를 일부 포함할 수 있다. 그런데, 베이나이트의 입내에 존재하는 고용 탄소 및 고용 질소는 쉽게 전위에 고착되어 전위의 이동을 방해하고, 불연속 항복 거동을 나타내어 강의 항복비를 현저히 증가시키기 때문에, 본 발명에서는 베이나이트의 형성을 최대한 억제함이 바람직하다.
일 예에 따르면, 하기 식 2로 정의되는 베이나이트의 면적율(B)은 3 이하일 수 있다. 만약, 베이나이트의 면적율(B)이 3을 초과할 경우, 베이나이트 주변의 탄소 농도가 증가하여 강의 연성이 열화되고, 항복비가 급격히 상승할 수 있다.
[식 2] B = {AB/(AF+AM+AB)} × 100
(여기서, AF는 페라이트의 면적율을 의미하고, AM는 마르텐사이트의 면적율을 의미하며, AB는 베이나이트의 면적율을 의미함)
일 예에 따르면, 본 발명의 냉연강판의 표면에는 도금층이 형성되어 있을 수 있으며, 이러한 도금층은 용융 아연 도금층 또는 합금화 용융 아연 도금층 중 어느 하나일 수 있다. 이와 같이, 냉연강판의 표면에 도금층을 형성할 경우, 내식성이 현저히 향상되는 장점이 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 용융 아연계 도금강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 강 슬라브를 재가열한다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 재가열 공정의 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1100~1300℃의 온도 범위에서 재가열 공정을 수행할 수 있다.
다음으로, 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트 단상역에서 열간 압연하여 열연강판을 얻는다. 오스테나이트 단상역에서 열간 압연을 수행하는 까닭은 조직의 균일성을 증가시키기 위함이다.
일 예에 따르면, 열간 압연시, 마무리 압연 온도는 (Ar3+50)~950℃일 수 있다. 만약, 마무리 압연 온도가 (Ar3+50)℃ 미만일 경우 페라이트 및 오스테나이트 2상역 압연 가능성이 높아 재질 불균일성을 초래할 수 있으며, 반면, 950℃를 초과할 경우, 고온 압연에 의한 이상 조대립 형성으로 재질 불균일이 야기될 수 있으며, 이에 열연강판의 냉각시 코일 뒤틀림 현상이 발생할 수 있다. 참고로, Ar3의 이론 온도는 하기 식 3에 의해 구할 수 있다.
[식 3] Ar3(℃) = 910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Cu], [Cr]. [Ni] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)
다음으로, 열연강판을 권취한다.
일 예에 따르면, 권취 온도는 450~700℃일 수 있다. 만약, 권취 온도가 450℃ 미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트 형성으로 인해 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써, 후속되는 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하는 경우, 강 중 Si, Mn 및 B 등 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들의 표면 농화가 심해질 수 있다.
다음으로, 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는다.
일 예에 따르면, 냉간 압연시, 냉간 압하율은 40~80%일 수 있다. 만약, 냉간 압하율이 40% 미만일 경우 목표 두께 확보가 어려울 수 있으며, 강판의 형상 교정이 어려울 수 있다. 반면, 냉간 압하율이 80%를 초과할 경우 강판의 엣지(edge)부에서 크랙이 발생할 수 있으며, 냉간 압연 부하가 야기될 수 있다.
다음으로, 냉연강판을 연속 소둔한다. 본 공정은 재결정과 동시에 페라이트 및 오스테나이트를 형성하고, 탄소를 분배하기 위해 행하여진다.
이때, 소둔 온도는 760~850℃인 것이 바람직하다. 만약, 소둔 온도가 760℃ 미만일 경우 충분한 재결정이 이뤄지지 않을 뿐만 아니라, 충분한 오스텐나이트 형성이 어려워 본 발명에서 목표하는 강도 확보가 어려운 문제가 있다. 반면, 850℃를 초과할 경우, 생산성이 저하되고, 오스테나이트가 과다하게 형성되고, 후속 공정인 냉각 공정에서 베이나이트가 형성되게 되며, 이에 따라 강의 연성이 저하되는 문제가 있다.
한편, 상기의 소둔 온도 범위는 전부 2상역(페라이트+오스테나이트) 온도 구간에 해당하나, 가능한 한 페라이트 영역이 많이 포함된 온도에서 소둔을 실시함이 보다 바람직하다. 이는 2상역 소둔 온도에서 초기 페라이트가 많을수록 소둔 후 결정립 성장이 보다 용이하여 연성이 우수해지기 때문이다. 또한, 오스테나이트 내 탄소 농화도가 증가하여 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms)를 낮춤으로써, 후속 공정인 도금 공정 후 냉각시 마르텐사이트의 형성을 가능하게 하고, 이에 따라, 미세하고 균일한 마르텐사이트가 결정립에 많이 분포함으로써, 항복비가 낮고, 연성이 우수한 강판을 제조할 수 있게 되기 때문이다. 이를 고려할 때, 소둔 온도는 770~810℃인 것이 보다 바람직하다.
다음으로, 연속 소둔된 냉연강판을 630~670℃까지 2~14℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각한다. 본 발명에서는 1차 냉각 종료 온도를 높게 제어하거나, 1차 냉각 속도를 느리게 제어할수록 페라이트의 균일화 및 조대화 경향이 높아져 강의 연성 확보에 유리하다. 또한, 본 발명에서는 1차 냉각시 탄소가 오스테나이트로 확산할 수 있는 충분한 시간을 부여함을 주요한 특징으로 하고 있는데, 이는 본 발명에서 매우 의미가 높다. 보다 상세히 설명하면, 2상역에서는 탄소가 탄소 농화도가 높은 오스테나이트로 확산 이동하게 되는데, 그 온도가 높을수록 그 시간이 길수록 확산 정도가 증가하게 되는 것이다. 만약, 1차 냉각 종료 온도가 630℃ 미만인 경우 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아져 항복비가 증가하며, 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 반면, 1차 냉각 종료 온도가 670℃를 초과할 경우 탄소의 확산 측면에서는 유리하나, 후속 공정인 2차 냉각시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다. 또한, 1차 냉각 속도가 2℃/sec 미만일 경우 생산성 측면에서 불리하며, 반면, 14℃/sec를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없어 바람직하지 않다.
다음으로, 1차 냉각된 냉연강판을 (Ms+20)~(Ms+50)℃까지 3~12℃/sec의 평균 냉각 속도로 2차 냉각한다. 본 발명자들의 연구에 따르면, 통상의 용융아연 도금욕의 온도 범위인 440~480℃를 통과하기 전 마르텐사이트가 생성되게 되면, 최종적으로 얻어지는 냉연강판에 조대한 마르텐사이트가 형성되어 저항복비를 달성할 수가 없다. 만약, 2차 냉각 종료 온도가 (Ms+20)℃ 미만일 경우 2차 냉각 중 마르텐사이트가 생성될 수 있으며, 반면, (Ms+50)℃를 초과할 경우, 2차 냉각 후 도금욕 인입 전까지의 냉각 속도, 즉 3차 냉각 속도를 상대적으로 높게 제어할 수 밖에 없으며, 더불어, 도금욕 침지 전 마르텐사이트가 형성될 가능성이 높아진다. 또한, 2차 냉각 속도가 3℃/sec 미만일 경우 마르텐사이트는 형성되지 않으나, 생산성 측면에서 불리하며, 반면, 12℃/sec를 초과하면 전체적으로 통판 속도가 빨라져 판형상 뒤틀림 등의 문제가 발생할 수 있다. 참고로, Ms의 이론 온도는 하기 식 4에 의해 구할 수 있다.
[식 4] Ms(℃) = 539-423[C]-30.4[Mn]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Cr]. [Ni] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)
다음으로, 2차 냉각된 냉연강판을 440~480℃까지 4~8℃/sec의 속도로 3차 냉각한다. 상기의 온도 범위는 통상의 아연계 도금욕의 온도 범위로써, 본 단계는 냉연강판이 아연계 도금욕에 침지되기 전 마르텐사이트 조직이 형성되지 않도록 하기 위해 실시되는 단계이다. 만약, 3차 냉각 속도가 4℃/sec 미만인 경우 마르텐사이트는 형성되지 않으나, 생산성 측면에서 불리하며, 반면, 8℃/sec를 초과할 경우, 입내에 마르텐사이트가 일부 형성되고, 베이나이트가 일부 형성되어 항복강도 상승과 더불어 연성이 열화될 수 있다.
다음으로, 3차 냉각된 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는다. 본 발명에서는 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.
다음으로, 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 최종 냉각한다. 만약, 최종 냉각 종료 온도가 (Ms-100)℃ 미만일 경우 미세한 마르텐사이트를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 판 형상 불량 문제가 야기될 수 있다. 또한, 평균 냉각 속도가 3℃/sec 미만일 경우 너무 느린 냉각속도로 인해 마르텐사이트가 입계 또는 입내에 불규칙하게 형성될 뿐만 아니라, 입내 대비 입계 마르텐사이트의 형성비가 낮아 저항복비 강을 제조할 수 없다.
한편, 필요에 따라, 최종 냉각 전, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리함으로써, 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 있다.
다음으로, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 마르텐사이트 주위에 위치한 페라이트에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다.
이때, 압하율은 0.3~1.6%인 것이 바람직하며, 0.5~1.4%인 것이 보다 바람직하다. 만약, 압하율이 0.3% 미만인 경우에는 충분한 전위가 형성되지 않으며, 또한 판 형상 측면에서 불리하며, 특히, 도금 표편 결함이 발생할 우려가 있다. 반면, 압하율이 1.6%를 초과하는 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 강 슬라브를 마련한 후, 하기 표 2에 기재된 제조공정을 이용하여 용융아연도금강판(GI 강판) 또는 합금화 용융아연도금강판(GA 강판)을 제조하였다. 참고로, 하기 표 1에서 발명강 1, 2, 4 및 5와 비교예 1 및 2는 합금화 용융아연도금강판에 해당하며, 발명강 3 및 6은 용융아연도금강판에 해당한다. 한편, 각각의 시편 제조에 있어서, 1차 냉각 종료 온도는 650℃, 2차 냉각 종료 온도는 560℃, 3차 냉각 종료 온도는 460℃, 도금욕 온도는 480℃로 일정하게 하였다.
이후, 제조된 도금강판 각각에 대하여 미세조직을 관찰하고, 물성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 미세조직 분율 및 C 및 Mn 농도비는 강판의 판두께 1/4t 지점에서의 조직을 분석한 결과로써, 미세조직 분율은 우선 광학 현미경을 이용하여 Lepelar 부식을 통해 마르텐사이트 및 베이나이트를 관찰하고, 이를 다시 SEM(3,000배)을 이용하여 관찰한 후, Count Point 작업을 통해 3회 평균한 값으로 마르텐사이트의 크기 및 분포량을 측정하였다. 한편, C 및 Mn 농도비는 TEM을 이용하여 EDS(Energy Dispersive Spectropy) 분석기법을 이용하여 Line 및 Point 방식으로 각각의 상에 존재하는 C 및 Mn의 농도를 CPS(Count Per Sec) 방식으로 우선적으로 측정하고, 이를 정량적으로 그 비율을 측정하였다. 이떄, 페라이트 및 마르텐사이트의 C 및 Mn의 농도를 측정하는 기준은 마르텐사이트의 단축을 직경으로 하는 가상의 원에 접하는 위치에서 측정되는 C 및 Mn의 농도를 마르텐사이트에서의 평균 탄소 농도로 하였으며, 마르텐사이트의 단축을 직경으로 하는 가상의 원에 접하는 페라이트에서 측정되는 C 및 Mn의 농도를 페라이트에서의 평균 탄소 농도로 하였다.
하기 표 3에서 각각의 시험편에 대한 인장시험은 JIS 규격을 이용하여 C 방향으로 실시하였다. 한편, 소부경화성은 2% pre-strain후의 강도를 기준으로 이 시험편을 170℃에서 20분간 유지한 후 항복강도 차이로 평가하였으며, 내시효성은 100에서 2시간 유지후 인장시험시 YP-El(%)을 측정하여 평가하였다.
Figure PCTKR2017002417-appb-T000001
Figure PCTKR2017002417-appb-T000002
Figure PCTKR2017002417-appb-T000003
표 3을 참조할 때, 본 발명에서 제안하는 합금 조성과 제조 조건을 만족하는 발명예 1 내지 7의 경우, 450~650MPa의 인장강도를 가져 강도가 우수하고, 0.57 이하의 항복비를 가져 항복비가 낮으며, 33% 이상의 연신율을 가져 연성이 우수하고, 35MPa 이상의 소부경화량(BH)을 가져 소부경화성이 우수하고, 0%의 YP-El 값을 가져 내시효성이 우수하다는 것을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1은 소둔 온도가 본 발명에서 제안하는 범위에 미달하여, 소둔 중 오스테나이트가 충분히 형성되지 못해 최종 조직에서 마르텐사이트가 충분히 형성되지 못하였으며, 이에 따라 목적하는 연성 및 소부경화성을 확보할 수 없었다. 또한, 비교예 2는 소둔 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여, 마르텐사이트 조직 형성에 의해 소부경화성은 확보되나, 오히려 시효 문제가 야기되었다. 또한, 비교예 3 및 4는 2차 혹은 3차 냉각 속도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여 목적하는 소부경화성을 확보할 수 없거나 시효 문제가 야기되었다. 비교예 5는 1차 냉각 속도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여 냉각 중 탄소의 확산이 충분히 일어나지 못하여 본 발명에서 목적하는 소부경화성을 확보할 수 없었다. 또한, 비교예 6 내지 8은 강중 C 및 Cr 등의 함량이 높아 전반적으로 베이나이트가 다량 형성되어 연신율이 낮게 나타났다.

Claims (15)

  1. 냉연강판과 상기 냉연강판의 표면에 형성된 용융 아연계 도금층을 포함하며,
    상기 냉연강판은 중량%로, C: 0.02~0.08%, Mn: 1.3~2.1%, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외) 및 sol.Al: 0.01~0.06%을 포함하고, Mo: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 B: 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 90~99면적%의 페라이트와 1~10면적%의 마르텐사이트를 포함하고,
    상기 냉연강판의 판 두께 1/4t 지점에서, 마르텐사이트에서의 평균 탄소 농도 a와 상기 마르텐사이트의 장축을 직경으로 하는 가상의 원 내에 위치한 페라이트에서의 평균 탄소 농도 b의 비율(a/b)가 1.4 이하이며,
    상기 냉연강판의 판 두께 1/4t 지점에서, 마르텐사이트에서의 평균 망간 농도 c와 상기 마르텐사이트의 장축을 직경으로 하는 가상의 원 내에 위치한 페라이트에서의 평균 망간 농도 d의 비율(d/c)가 0.9 이하인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 하기 식 1에 의해 정의되는 페라이트 결정립계(입계 삼중점 포함)에 존재하는 평균 원상당 직경 5μm 이하(0μm 제외)의 마르텐사이트의 점유율(M)이 90% 이상인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판.
    [식 1] M = {Mgb/(Mgb+Min)} × 100
    (여기서, Mgb는 페라이트 결정립계에 존재하는 평균 원상당 직경 5μm 이하(0μm 제외)의 마르텐사이트의 개수를 의미하고, Min은 페라이트 결정립내에 존재하는 평균 원상당 직경 5μm 이하(0μm 제외)의 마르텐사이트의 개수를 의미함)
  3. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 미세조직으로 베이나이트를 더 포함하고, 하기 식 2로 정의되는 베이나이트의 면적율(B)이 3 이하인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판.
    [식 2] B = {AB/(AF+AM+AB)} × 100
    (여기서, AF는 페라이트의 면적율을 의미하고, AM는 마르텐사이트의 면적율을 의미하며, AB는 베이나이트의 면적율을 의미함)
  4. 제1항에 있어서,
    상기 용융 아연계 도금층은 합금화 용융 아연계 도금층인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판.
  5. 제1항에 있어서,
    35MPa 이상의 소부경화량(BH)을 갖는 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판.
  6. 제1항에 있어서,
    0.57 이하의 항복비 및 33% 이상의 연신율을 갖는 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판.
  7. 중량%로, C: 0.02~0.08%, Mn: 1.3~2.1%, Si: 0.3% 이하(0%는 제외), Cr: 1.0% 이하(0%는 제외), P: 0.1% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외) 및 sol.Al: 0.01~0.06%을 포함하고, Mo: 0.2% 이하(0%는 제외) 및 B: 0.003% 이하(0% 제외)로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트 단상역에서 열간 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 760~850℃에서 연속 소둔하는 단계;
    상기 연속 소둔된 냉연강판을 630~670℃까지 2~14℃/sec의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 (Ms+20)~(Ms+50)℃까지 3~12℃/sec의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 440~480℃까지 4~8℃/sec의 속도로 3차 냉각하는 단계;
    상기 3차 냉각된 냉연강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 얻는 단계; 및
    상기 용융 아연계 도금강판을 (Ms-100)℃ 이하까지 3℃/sec 이상의 평균 냉각 속도로 최종 냉각하는 단계;
    를 포함하는 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브 재가열시, 재가열 온도는 1100~1300℃인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 열간 압연시, 마무리 압연 온도는 (Ar3+50)~950℃인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 권취시, 권취 온도는 450~700℃인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    냉간 압연시, 냉간 압하율은 40~80%인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  12. 제7항에 있어서,
    상기 연속 소둔시, 소둔 온도는 770~810℃인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  13. 제7항에 있어서,
    상기 아연계 도금욕의 온도는 440~480℃인 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  14. 제7항에 있어서,
    상기 최종 냉각 전, 상기 용융 아연계 도금강판을 480~600℃에서 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
  15. 제7항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후, 0.3~1.6%의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판의 제조방법.
PCT/KR2017/002417 2016-03-08 2017-03-07 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법 Ceased WO2017155263A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018546894A JP2019512600A (ja) 2016-03-08 2017-03-07 焼付硬化性及び耐時効性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
CN201780016428.7A CN108779537A (zh) 2016-03-08 2017-03-07 具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀锌钢板及其制造方法
US16/079,641 US20190071746A1 (en) 2016-03-08 2017-03-07 Steel sheet hot-dip plated with zinc based layer with superior bake hardenability and aging resistance, and manufacturing method thereof
EP17763524.0A EP3428302A4 (en) 2016-03-08 2017-03-07 FIREPLATED STEEL PLATE WITH EXCELLENT FURNACE HARDNESS AND AGING RESISTANCE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2016-0027834 2016-03-08
KR1020160027834A KR101767818B1 (ko) 2016-03-08 2016-03-08 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017155263A1 true WO2017155263A1 (ko) 2017-09-14

Family

ID=59651428

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2017/002417 Ceased WO2017155263A1 (ko) 2016-03-08 2017-03-07 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20190071746A1 (ko)
EP (1) EP3428302A4 (ko)
JP (1) JP2019512600A (ko)
KR (1) KR101767818B1 (ko)
CN (1) CN108779537A (ko)
WO (1) WO2017155263A1 (ko)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3730635A4 (en) * 2017-12-22 2020-10-28 Posco HIGH STRENGTH STEEL SHEET SHOWING EXCELLENT IMPACT RESISTANCE AND FORMABILITY PROPERTIES, AND ITS MANUFACTURING PROCESS
EP3730636A4 (en) * 2017-12-22 2020-10-28 Posco HIGH STRENGTH STEEL SHEET OF EXCELLENT WORKABILITY, AND PROCESS FOR MANUFACTURING THE SAME
EP4043603A1 (de) * 2017-09-28 2022-08-17 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101797401B1 (ko) 2016-12-07 2017-11-13 주식회사 포스코 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102031452B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102508292B1 (ko) * 2019-01-29 2023-03-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001207238A (ja) * 2000-01-24 2001-07-31 Nkk Corp 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法
JP2001303178A (ja) * 2000-04-20 2001-10-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP2009035814A (ja) * 2007-07-11 2009-02-19 Jfe Steel Kk 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20120113588A (ko) * 2011-04-05 2012-10-15 현대하이스코 주식회사 도금성이 우수한 고강도 ｔｒｉｐ강 및 그 제조 방법
KR20150038960A (ko) * 2013-10-01 2015-04-09 현대제철 주식회사 내시효성 및 내덴트성이 우수한 고강도 복합조직 냉연강판, 용융아연도금강판, 합금화용융아연도금강판 제조 방법

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3750789B2 (ja) * 1999-11-19 2006-03-01 株式会社神戸製鋼所 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4786521B2 (ja) * 2006-06-12 2011-10-05 新日本製鐵株式会社 加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法
JP5286986B2 (ja) 2007-07-11 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、焼付硬化性の高い高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5272547B2 (ja) * 2007-07-11 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4623233B2 (ja) * 2009-02-02 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5740847B2 (ja) * 2009-06-26 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5786316B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
RU2566131C1 (ru) 2011-09-30 2015-10-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Гальванизированный горячим способом стальной лист и способ его изготовления
CN104099514B (zh) * 2014-06-25 2016-08-17 武汉钢铁(集团)公司 屈服强度300MPa级冷连轧烘烤硬化钢及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001207238A (ja) * 2000-01-24 2001-07-31 Nkk Corp 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法
JP2001303178A (ja) * 2000-04-20 2001-10-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
JP2009035814A (ja) * 2007-07-11 2009-02-19 Jfe Steel Kk 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20120113588A (ko) * 2011-04-05 2012-10-15 현대하이스코 주식회사 도금성이 우수한 고강도 ｔｒｉｐ강 및 그 제조 방법
KR20150038960A (ko) * 2013-10-01 2015-04-09 현대제철 주식회사 내시효성 및 내덴트성이 우수한 고강도 복합조직 냉연강판, 용융아연도금강판, 합금화용융아연도금강판 제조 방법

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4043603A1 (de) * 2017-09-28 2022-08-17 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3730635A4 (en) * 2017-12-22 2020-10-28 Posco HIGH STRENGTH STEEL SHEET SHOWING EXCELLENT IMPACT RESISTANCE AND FORMABILITY PROPERTIES, AND ITS MANUFACTURING PROCESS
EP3730636A4 (en) * 2017-12-22 2020-10-28 Posco HIGH STRENGTH STEEL SHEET OF EXCELLENT WORKABILITY, AND PROCESS FOR MANUFACTURING THE SAME
US11345984B2 (en) 2017-12-22 2022-05-31 Posco High-strength steel sheet with excellent crashworthiness characteristics and formability and method of manufacturing the same
US11345985B2 (en) 2017-12-22 2022-05-31 Posco High-strength steel sheet with excellent crashworthiness characteristics and formability and method of manufacturing the same
US11519051B2 (en) 2017-12-22 2022-12-06 Posco Co., Ltd High-strength steel sheet having excellent processability and method for manufacturing same
US11827950B2 (en) 2017-12-22 2023-11-28 Posco Co., Ltd Method of manufacturing high-strength steel sheet having excellent processability

Also Published As

Publication number Publication date
EP3428302A4 (en) 2019-01-23
CN108779537A (zh) 2018-11-09
JP2019512600A (ja) 2019-05-16
KR101767818B1 (ko) 2017-08-11
US20190071746A1 (en) 2019-03-07
EP3428302A1 (en) 2019-01-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2020130560A1 (ko) 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2018110867A1 (ko) 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2016098964A1 (ko) 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
WO2017155263A1 (ko) 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
WO2016098963A1 (ko) 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
US20190078172A1 (en) High-strength thin steel sheet and manufacturing method therefor
WO2021117989A1 (ko) 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
WO2022124609A1 (ko) 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2010074370A1 (ko) 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
WO2011105652A1 (ko) 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
US20230092345A1 (en) Steel sheet with excellent bake hardening properties and corrosion resistance and method for manufacturing same
WO2018105904A1 (ko) 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
WO2023224200A1 (ko) 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
WO2018030715A1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
WO2018117500A1 (ko) 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법
WO2022255587A1 (ko) 핫스탬핑용 강판 및 그 제조방법
WO2025127794A1 (ko) 강판 및 이의 제조방법
WO2014157823A1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
WO2023048448A1 (ko) 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
WO2016093513A2 (ko) 성형성이 우수한 복합조직강판 및 이의 제조방법
WO2019124808A1 (ko) 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 강판 및 그 제조방법
WO2023048449A1 (ko) 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
WO2017111518A1 (ko) 가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 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
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018546894

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2017763524

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017763524

Country of ref document: EP

Effective date: 20181008

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

Ref document number: 17763524

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1