WO2024136299A1 - 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to high-strength steel sheets used in automobile structural members, etc., and more specifically, to steel sheets with excellent formability and fracture resistance and a method of manufacturing the same.
  • high-strength automotive materials can be divided into precipitation-strengthened steel, bake-hardened steel, solid solution-strengthened steel, and transformation-strengthened steel.
  • the transformation reinforced steel includes dual phase steel (DP steel), complex phase steel (CP steel), or transformation induced plasticity (TRIP steel) steel. These transformed reinforced steels are also called Advanced High Strength Steel (AHSS).
  • DP steel dual phase steel
  • CP steel complex phase steel
  • TRIP steel transformation induced plasticity steel
  • AHSS Advanced High Strength Steel
  • DP steel is a steel that secures high strength by finely and homogeneously dispersing hard martensite within soft ferrite, while CP steel contains two or three phases of ferrite, martensite, and bainite, improving strength.
  • This is a steel to which precipitation hardening elements such as Ti and Nb are added.
  • TRIP steel is a steel that contains fine and homogeneously dispersed residual austenite, and when processed at room temperature, the retained austenite phase is transformed into martensite, thereby ensuring high strength and high ductility.
  • high-strength steel with excellent yield strength is used in structural members such as members, seat rails, and pillars.
  • the yield strength compared to the tensile strength must be improved.
  • a representative way to achieve this is to use water cooling during continuous annealing. This means that a steel sheet having a tempered martensite microstructure can be manufactured by cracking it in an annealing process, forming martensite by immersing it in water, and then performing a tempering process.
  • this method has very serious disadvantages, such as poor shape quality due to temperature differences in the width and length directions during water cooling, deterioration of workability such as cracks during molding, and variation in recoating by location.
  • Patent Document 1 refers to continuous annealing of steel containing more than 0.18% of carbon (C), water cooling to room temperature, and then overaging treatment at a temperature of 120 to 300°C for 1 to 15 minutes.
  • C carbon
  • a martensitic steel material with a volume ratio of martensite of 80 to 97% is disclosed.
  • the yield ratio is very high, but a problem occurs in which the shape quality of the coil deteriorates due to temperature deviation in the width and length directions, resulting in cracks occurring during forming processing and workability. Problems such as degradation occur.
  • Patent Document 2 is a steel sheet composed of a composite structure mainly composed of martensite, and discloses a method of manufacturing a high-strength steel sheet in which fine precipitated copper particles with a particle size of 1 to 100 nm are dispersed inside the structure to improve processability.
  • Cu is excessively added at 2 to 5% by weight to precipitate fine copper particles, there is a risk of red heat embrittlement caused by Cu and the manufacturing cost increases excessively.
  • Patent Document 3 is a precipitation-strengthened steel sheet containing 2 to 10 area% of pearlite with ferrite as the base structure. Precipitation strengthening and crystal grain formation are achieved by adding carbon-nitride forming elements such as Nb, Ti, and V. We are trying to improve strength through miniaturization.
  • This steel plate has good hole expandability, but has limitations in increasing tensile strength, and has a high yield strength and low ductility, causing cracks to occur during press forming.
  • Patent Document 4 discloses a method of manufacturing a cold-rolled steel sheet that secures both high strength and high ductility using tempered martensite and has an excellent plate shape after continuous annealing, but has poor weldability due to the high carbon content of 0.2% or more, and Si If it is contained in large amounts, there is a risk of denter defects occurring within the furnace.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 1992-289120
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2005-264176
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 2015-0073844
  • Patent Document 4 Japanese Patent Publication No. 2010-090432
  • One aspect of the present invention is to provide a steel plate suitable for automobile structural members, etc., which has not only high strength but also excellent formability and fracture resistance, and a method for manufacturing the same.
  • the object of the present invention is not limited to the above-described content.
  • the subject of the present invention can be understood from the overall content of the present specification, and those skilled in the art will have no difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • One aspect of the present invention is weight percent, carbon (C): 0.1 ⁇ 0.2%, silicon (Si): 0.5 ⁇ 1.3%, aluminum (Al) 0.5% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.9 ⁇ 3.0%, Molybdenum (Mo): 0.3% or less, Chromium (Cr): 1% or less (excluding 0%), Phosphorus (P): 0.1% or less, Sulfur (S): 0.1% or less, the remainder is Fe and other inevitable Contains impurities,
  • Microstructure is expressed in area %, ferrite: 10 ⁇ 35%, retained austenite: 3 ⁇ 15%, fresh martensite: 20% or less (excluding 0%), the remainder includes one or more of tempered martensite and bainite. do,
  • the fresh martensite relates to a steel sheet in which the fraction of fresh martensite, in which the distance between fresh martensite phases is three times or more than the grain size of fresh martensite, is 30% or more.
  • each element refers to its weight content.
  • the fraction of fresh martensite may satisfy the following equation 2.
  • FM T is the total fresh martensite fraction
  • FM TM+B means the fresh martensite fraction in contact with tempered martensite or bainite among the fresh martensite fractions.
  • the steel plate may have yield strength (YS), uniform elongation (U-El), and tensile strength (TS) that satisfy the following equation 3.
  • the steel plate may have yield strength (YS), non-uniform ductility (P-El, Post Uniform Elongation), and tensile strength (TS) that satisfy the following equation 4.
  • the steel sheet may further contain boron (B): 0.01% or less.
  • the steel sheet may further include one or more of titanium (Ti): 0.05% or less and niobium (Nb): 0.05% or less.
  • the steel sheet may further include a zinc-based plating layer.
  • Another embodiment of the present invention is weight percent, carbon (C): 0.1 to 0.2%, silicon (Si): 0.5 to 1.3%, aluminum (Al) 0.5% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.9. ⁇ 3.0%, Molybdenum (Mo): 0.3% or less, Chromium (Cr): 1% or less (excluding 0%), Phosphorus (P): 0.1% or less, Sulfur (S): 0.1% or less, the remainder is Fe and others Heating a steel slab containing unavoidable impurities and satisfying the following equation 1 for C, Si, Al, Mn, Cr and Mo at a temperature range of 1100 to 1300°C;
  • the cold rolling relates to a method of manufacturing a steel plate in which the cold rolling is performed at a cumulative reduction rate of 25% or more for the first 1 to 3 stands.
  • each element refers to its weight content.
  • the continuous annealing can be performed at a temperature of 800 to 880°C.
  • the cooling rate during the secondary cooling may be faster than the cooling rate during the primary cooling.
  • the secondary cooling can be performed in a hydrogen quenching facility using hydrogen (H 2 ) gas.
  • the step of maintaining the secondary cooling for 30 seconds may be further included.
  • the step of hot dip galvanizing in a plating bath at 430 to 490°C may be further included.
  • the step of alloying heat treatment may be further included.
  • cooling at a cooling rate of 5°C/s or more to a temperature of Ms to 100°C or less may be further included, followed by temper rolling of less than 2%.
  • the present invention by providing a steel plate with high tensile strength of 980 MPa or more and excellent formability, it is possible to manufacture various parts with complex shapes by preventing processing defects that occur during part processing. Additionally, fracture resistance is improved, which can contribute to improving the safety of parts and vehicles.
  • Figure 1 is a graph showing the change in relational equation 3 according to relational equation 1 in the results of an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a graph showing the change in relational equation 4 according to relational equation 1 in the results of an embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention conducted in-depth research to provide a high-strength steel sheet with excellent formability and fracture resistance.
  • the content of each element is based on weight, and the ratio of tissue is based on area.
  • the steel sheet contains carbon (C): 0.1 to 0.2%, silicon (Si): 0.5 to 1.3%, aluminum (Al): 0.5% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.9 to 3.0%, and molybdenum (Mo). : 0.3% or less, Chromium (Cr): 1% or less (excluding 0%), Phosphorus (P): 0.1% or less, Sulfur (S): 0.1% or less, the remainder may include Fe and other inevitable impurities.
  • the C is a very important element added to strengthen the steel transformation tissue. This C promotes high strength of steel and promotes the formation of martensite in composite structure steel. As the C content increases, the amount of martensite increases.
  • the C content exceeds 0.2%, the strength increases due to martensite formation, but the difference in strength from ferrite with a low carbon concentration increases. This difference in strength causes damage to easily occur at the interface between phases during plastic deformation, resulting in a decrease in ductility and strain hardening rate. In addition, due to poor weldability, welding defects occur during part processing, and LME (Liquid Metal Embrittlement) cracks occur during welding, impairing part performance.
  • the C content is less than 0.1%, it is difficult to secure the target level of strength and it is difficult to secure a certain percentage of retained austenite phase required for ductility. It is more advantageous for the C content to be 0.10 to 0.20%. More advantageously, it can be set to 0.12 to 0.18%.
  • the Si is a ferrite stabilizing element and is an element that contributes to the formation of martensite by promoting the transformation of ferrite and promoting the concentration of carbon (C) in untransformed austenite.
  • Si has excellent solid solution strengthening ability and is effective in reducing the difference in hardness between phases by increasing the strength of ferrite.
  • by effectively suppressing the precipitation of carbides in bainite when maintained in the bainite region it promotes C enrichment in untransformed austenite and delays the transformation of martensite when quenched at low temperature, thereby forming residual austenite necessary for ductility of the steel sheet. It is a useful element for improving ductility.
  • Si is a useful element that can secure the strength of the steel sheet without reducing its ductility.
  • the Si content exceeds 1.3%, it causes surface scale defects, which adversely affects the plating surface quality, impairs chemical treatment properties, and causes welding defects when processing parts due to poor weldability. In particular, LME cracks occur during welding, deteriorating component performance.
  • the content is less than 0.5%, it is difficult to secure a certain percentage of retained austenite phase required for ductility, and the strength of ferrite is lowered due to poor solid solution hardenability, which limits the ability to reduce the hardness difference between phases, which may reduce formability. It is more advantageous for the Si content to be 0.50 to 1.30%. More advantageously, it can be set to 0.7 to 1.2%.
  • the aluminum more preferably acid-soluble aluminum (Sol.Al), is an element added to refine the particle size of steel and deoxidize it, and, similar to Si, is a ferrite stabilizing element.
  • the Al is a useful element for improving the hardenability of martensite by distributing carbon in ferrite into austenite.
  • Ductility can be improved.
  • the Al content exceeds 0.5%, inclusions are excessively formed during steel casting operations, which not only increases the possibility of surface defects occurring on the surface of the steel sheet, but also causes an increase in manufacturing costs. In addition, due to poor weldability, there is a risk of welding defects occurring when processing parts. Therefore, the Al may be included in an amount of 0.5% or less, and 0% is excluded. It is more advantageous for the Al content to be 0.50% or less.
  • the Mn is an effective element in refining the particles without reducing ductility, completely precipitating sulfur (S) in the steel into MnS, preventing hot embrittlement due to the formation of FeS, and strengthening the steel.
  • the Mn makes the formation of martensite easier by lowering the critical cooling rate at which the martensite phase is obtained in composite structure steel.
  • Mn content is less than 1.9%, it is difficult to secure the strength targeted by the present invention.
  • content exceeds 3.0%, problems such as weldability and hot rolling are likely to occur, and not only is the material unstable due to excessive formation of martensite, but a manganese oxide band (Mn-Band) is formed within the structure. The risk of forming defects such as processing cracks and plate fractures increases.
  • Mn oxide is eluted to the surface during the annealing process, greatly deteriorating the surface quality.
  • Mn can be included in the range of 1.9 to 3.0%, and it is more advantageous to include 1.90 to 3.00%. More advantageously, it can be set at 2.0 to 2.8%.
  • the Mo is an element that can be selectively included to delay the transformation of austenite into pearlite and improve the refinement and strength of ferrite.
  • This Mo improves the hardenability of steel and has the advantage of allowing the yield ratio to be controlled by finely forming martensite at the grain boundaries.
  • the manufacturing cost increases as its content increases, making it economically disadvantageous.
  • Mo may be added at a maximum of 0.3%. If the Mo content exceeds 0.3%, the alloy cost rapidly increases, which reduces economic efficiency, and the grain refinement effect and solid solution strengthening effect occur excessively, which reduces the ductility of the steel. It is more advantageous for the Mo content to be 0.30% or less.
  • Cr is an element added to improve the hardenability of steel and ensure high strength, and plays an important role in the formation of martensite.
  • it is advantageous for manufacturing composite structure steel with high ductility by minimizing the decrease in elongation relative to the increase in strength.
  • Cr-based carbides such as Cr 23 C 6 are formed. Some of these carbides are dissolved during the annealing process, and some remain undissolved, controlling the amount of dissolved C in martensite below the appropriate level after cooling. This is advantageous for manufacturing composite steel with a low yield ratio by suppressing the occurrence of yield point elongation (YP-El).
  • the Cr content exceeds 1.0%, not only are the above-described effects saturated, but there is a problem in that the hot-rolling strength increases excessively and the cold-rolling properties deteriorate. Additionally, as Cr-based carbides are excessively formed and coarsened, the size of martensite becomes coarse after annealing, resulting in a decrease in elongation. It is more advantageous for the Cr content to be 1.00% or less.
  • Phosphorus (P) 0.1% or less
  • the P is a substitutional element that has a large solid solution strengthening effect, and is the most advantageous element in improving in-plane anisotropy and securing strength without significantly impairing formability.
  • P may be included in an amount of 0.1% or less, and 0% may be excluded in consideration of the level that is inevitably added during the steel manufacturing process.
  • S is an impurity that is inevitably added to steel and is an element that impairs ductility and weldability, so it is advantageous to keep its content as low as possible.
  • 0% can be excluded.
  • the B is an element that delays the transformation of austenite into pearlite during the cooling process during annealing, and is an element that can be selectively included to secure hardenability to suppress ferrite formation and promote martensite formation. If the B content exceeds 0.01%, there is a problem in that B is excessively concentrated on the steel surface, deteriorating plating adhesion, etc. Therefore, B may be included in an amount of 0.01% or less. It is more advantageous for the content of B to be 0.010% or less.
  • it may further include one or more of titanium (Ti): 0.05% or less and niobium (Nb): 0.05% or less.
  • the Ti and Nb are elements effective in increasing the strength of steel and refining grains by forming nano-precipitates. When these elements are added, they combine with carbon to form very fine nano-precipitates, and these nano-precipitates serve to strengthen the matrix structure and reduce the difference in hardness between phases.
  • each may be included in an amount of 0.05% or less. It is more advantageous for the content of Ti and Nb to be 0.050% or less.
  • the remaining ingredient is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the steel sheet It is effective for the steel sheet to have C, Si, Al, Mn, Cr, and Mo among the above-described alloy compositions that satisfy the following relational equation 1.
  • each element refers to its weight content.
  • the interphase distance of the fresh martensite phase which has very high hardness, which can be subject to significant local stress concentration during press forming or collision, is widened, and its distribution is centered around the tempered martensite and bainite structures. By dispersing it finely and evenly, it relieves the local stress concentration occurring in fresh martensite and delays the creation and coalescence of voids that occur around fresh martensite, ensuring excellent formability without cracks during the press molding process. can do. Additionally, by delaying destruction even in the event of a vehicle collision, destruction resistance can be improved.
  • Microstructure is an area fraction: ferrite: 10 to 35%, retained austenite: 3 to 15%, fresh martensite: 20% or less (excluding 0%), and the remainder includes one or more of tempered martensite and bainite. can do.
  • the ferrite is very important in securing formability and strength. As the fraction of ferrite increases, carbon accumulates as untransformed austenite, lowering the martensite transformation temperature below room temperature, which can contribute to securing retained austenite at room temperature. In addition, since ferrite is easily transformed into a soft phase, it can contribute to securing ductility in itself. For this purpose, it is effective to have 10% or more of ferrite. If the ferrite fraction exceeds 35%, the strength decreases and the desired strength cannot be secured, and if it is less than 10%, the ductility contribution effect of the ferrite itself cannot be expected, and the accumulation of carbon in austenite is inhibited, thereby preventing the desired strength. It is difficult to secure the retained austenite fraction.
  • the carbon introduced into bainite or martensite moves to the surrounding untransformed austenite and accumulates, thereby lowering the martensite transformation temperature to below room temperature.
  • retained austenite can be secured at room temperature.
  • the retained austenite is secured at 3% or more, it is advantageous to secure the ductility of the steel sheet by causing transformation induced plasticity during forming.
  • plated steel sheets tend to be vulnerable to liquid metal embrittlement during spot welding for assembly of automobile parts, so it is effective not to exceed 15%.
  • the fresh martensite is very effective in securing strength, but when the fraction exceeds 20%, the fresh martensite cannot be finely and evenly dispersed around the tempered martensite or bainite structure.
  • fresh martensite When fresh martensite is concentrated, due to its high hardness, it may receive a large local stress concentration during forming or collision, which may cause brittleness or destruction. In other words, formability may be reduced.
  • the remainder of the microstructure is one or more of tempered martensite and bainite phases. If at least one of the phases is included at more than 40%, carbon can be concentrated in the untransformed austenite, and retained austenite, which contributes to ductility, can be generated at a 3 to 15% fraction, and the fresh martensite fraction can also be controlled to 20% or less. It becomes possible. Accordingly, fresh martensite can be finely and evenly distributed around the tempered martensite or bainite structure. However, if the fraction is less than 40%, the desired retained austenite fraction cannot be secured, and the final fresh martensite fraction produced also exceeds 20%, so fine fresh martensite must be selected around tempered martensite or bainite. It is difficult to finely disperse.
  • fresh martensite is the microstructure with the highest strength among the microstructure phases. If fresh martensite is finely and evenly distributed, when strain is applied during the press forming process of a part, the local stress concentration applied to the fresh martensite is distributed to neighboring microstructures and relieved. Accordingly, it delays the creation and coalescence of pores and thus has excellent moldability without the occurrence of processing cracks when forming parts. On the other hand, when the fresh martensite is coarse and unevenly concentrated, the stress is concentrated locally on the fresh martensite, making it easy to create and coalesce pores. Accordingly, processing cracks occur during part molding, which reduces formability.
  • fresh martensite when fresh martensite is finely and evenly dispersed during a vehicle collision, it relieves local stress concentration and delays the creation and coalescence of pores, thereby improving collision destruction resistance. However, if fresh martensite is coarse and uneven, it can improve collision destruction resistance. If it is concentrated, stress is concentrated locally on the fresh martensite, making it easy to create and coalesce pores, resulting in poor resistance to destruction in the event of a vehicle collision.
  • the fresh martensite in the steel sheet may have a proportion of 30% or more of fresh martensite in which the distance between fresh martensite phases is 3 times or more than the fresh martensite grain size. If the fraction of fresh martensite whose fresh martensite interphase distance (L) is more than 3 times the fresh martensite grain size (d) (L > 3d) is more than 30%, local stress concentration in the fresh martensite described above is prevented. The effect of delaying pore creation and coalescence can be maximized to improve formability and collision fracture resistance. However, if the fraction is less than 30%, local stress concentration in fresh martensite is increased to promote pore creation and coalescence. It has inferior formability and collision fracture resistance.
  • the fresh martensite fraction may be effective for the fresh martensite fraction to satisfy the following equation 2.
  • FM T is the total fresh martensite fraction
  • FM TM+B means the fresh martensite fraction in contact with tempered martensite or bainite among the fresh martensite fractions.
  • the steel sheet of the present invention not only has a high tensile strength (TS) of 980 MPa or more, a yield strength (YS) of 700 MPa or more, and a total elongation (T-El) of 13% or more, but also has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more,
  • TS tensile strength
  • U-El uniform ductility
  • TS tensile strength
  • YS tensile strength
  • P-El non-uniform ductility
  • the strain rate up to rupture is called Total Elongation (T-El)
  • the strain rate up to the maximum load point is called Uniform Elongation (U-El)
  • the strain rate up to the maximum load point is called Uniform Elongation (U-El).
  • the strain rate up to time is defined as Post Uniform Elongation (P-El).
  • relational equation 3 means that when fine fresh martensite is evenly distributed by controlling the microstructure as mentioned above, excellent formability is achieved despite the high yield strength. In addition, if the non-uniform ductility is excellent, even if necking occurs, more deformation must be required until the final material fractures. It is more advantageous for the above relational expression 3 to be 6.0 or more.
  • Equation 4 is that, as mentioned above, when the microstructure is controlled and the fine fresh martensite is evenly distributed, the yield strength is high and the uneven ductility is excellent, thereby delaying the creation and coalescence of pores within the structure in the event of a vehicle collision, thereby preventing collision destruction. This means that the resistance is excellent. It is more advantageous for the above equation 4 to be 3.0 or more. In summary, if equations 3 and 4 are satisfied, it means that it is a steel material that has high yield strength, excellent formability of parts, and excellent fracture resistance in case of vehicle collision.
  • the steel sheet of the present invention may be a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet including a zinc-based plating layer on at least one surface of the cold-rolled steel sheet, or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by alloying the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the zinc-based plating layer may be a zinc plating layer mainly containing zinc, or a zinc alloy plating layer containing aluminum and/or magnesium in addition to zinc.
  • the present invention can manufacture the desired steel sheet through the process of [steel slab reheating - hot rolling - winding - cold rolling - continuous annealing - cooling - reheating and holding], and then [hot dip galvanizing - alloying heat treatment], etc. Further processes can be performed.
  • the heating process is not specifically proposed, and normal heating conditions are sufficient. As a preferred example, it can be carried out at a temperature range of 1100 to 1300°C. If the heating temperature is less than 1100°C, there is a problem in that friction increases between the steel sheet and the rolling mill, causing a rapid increase in the load on the roller during hot rolling. On the other hand, if the temperature exceeds 1300°C, not only does the energy cost required to raise the temperature increase, but the amount of surface scale increases, which may lead to material loss.
  • a hot rolled steel sheet can be manufactured by finishing hot rolling the steel slab heated according to the above above the Ar3 transformation point.
  • hot rolling conditions are not particularly limited and can be performed at a normal hot rolling temperature.
  • the finishing hot rolling may be performed at a temperature range of 800 to 1000°C.
  • the hot rolled steel sheet manufactured according to the above can be wound, and this can be done at a temperature range of 400 to 700°C.
  • the strength of the hot rolled steel sheet may increase excessively, causing rolling load during subsequent cold rolling.
  • excessive cost and time are required to cool the hot rolled steel sheet to the coiling temperature, which causes an increase in process costs.
  • the temperature exceeds 700°C, excessive scale is generated on the surface of the hot rolled steel sheet, which is likely to cause surface defects and weaken plating properties.
  • cooling refers to the average cooling rate.
  • the hot-rolled steel sheet wound according to the above can be cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet, and this can be done at a cold rolling reduction rate (total rolling reduction rate) of 30 to 80%.
  • the present invention increases the energy stored inside the steel by increasing the cumulative reduction rate of the initial stand, preferably stands 1 to 3, to 25% or more during cold rolling, thereby recrystallizing ferrite in the subsequent annealing process.
  • the effect of acting as a driving force that promotes can be achieved. Because of this, it is possible to provide the effect of lowering the fraction of unrecrystallized ferrite in the steel.
  • the cumulative reduction rate of the initial stands 1 to 3 is less than 25%, or the cold rolling rate (total reduction rate) up to the final stand is less than 30%, not only is it difficult to secure the target thickness, but also the steel plate There is a problem where shape correction becomes difficult. In addition, there is a problem that ductility decreases as the fraction of unrecrystallized ferrite increases.
  • the cold rolling reduction rate to the final stand during cold rolling exceeds 80%, the strength increases, causing a roll load during cold rolling, and the possibility of cracks occurring at the edge of the steel sheet increases. there is.
  • the cold rolling can be performed using a rolling mill consisting of 5 or 6 stands, but it is not limited to this.
  • the continuous annealing treatment may be performed in a continuous alloying hot dip plating furnace.
  • the continuous annealing step is a process for forming ferrite and austenite phases and decomposing carbon at the same time as recrystallization.
  • the continuous annealing treatment is preferably performed in the temperature range of Ac1+30°C to Ac3+30°C, and more advantageously can be performed in the temperature range of 800 to 880°C.
  • the temperature during the continuous annealing is less than Ac1+30°C, sufficient recrystallization cannot be achieved, and it is difficult to form sufficient austenite, making it difficult to secure the target level of tempered martensite, fresh martensite, and bainite fractions after annealing. I can't.
  • the temperature exceeds Ac3+30°C, the austenite grain size becomes coarse, making it impossible to form a fine retained austenite phase evenly around the hard phase.
  • productivity is reduced, and the formation of surface concentrates is intensified by elements that reduce the wettability of hot-dip galvanizing, such as Si, Mn, and B due to high-temperature annealing, making it impossible to ensure plating surface quality.
  • the cooling is performed at an average cooling rate of 10°C/s or less (excluding 0°C/s) from 450 to 670°C (cooling at this time is referred to as primary cooling), and then at 5°C from 250 to 500°C. It is desirable to cool at an average cooling rate of more than /s (cooling at this time is called secondary cooling).
  • the fractions of martensite and bainite must be secured in the subsequent secondary cooling process.
  • the primary cooling can be performed at an average cooling rate of 10°C/s or less (excluding 0°C/s) from 450 to 670°C.
  • the subsequent secondary cooling is terminated below Ms (martensite transformation start temperature)
  • Ms martensite transformation start temperature
  • a relatively large amount of martensite phase can be formed.
  • it is advantageous to control the termination temperature of the primary cooling as low as possible. do.
  • the subsequent secondary cooling is terminated in the bainite temperature range, the bainite phase can be relatively favorably formed, and for this purpose, it is advantageous to control the end temperature of the primary cooling to be higher.
  • cooling is performed at an average cooling rate of 10°C/s or less (excluding 0°C/s) from 450 to 700°C, and preferably, when the subsequent secondary cooling is completed at Ms or lower, the primary cooling is It is preferably carried out to a temperature range of 450 to 600°C, and when the subsequent secondary cooling is completed in the bainite temperature range, the first cooling is preferably carried out to a temperature range of 550 to 700°C .
  • the primary cooling can be performed at an average cooling rate of 1°C/s or more.
  • the cooling end temperature and cooling rate can be controlled to induce the formation of the target microstructure.
  • quenched martensite When cooling is performed below Ms during the secondary cooling, quenched martensite is formed. As the temperature decreases, the fraction of quenched martensite increases, which can lead to an improvement in the strength of the steel sheet. In addition, during the subsequent heat treatment (reheating process of the present invention), it is tempered to become tempered martensite, and the supersaturated carbon in the martensite is distributed to the surrounding untransformed austenite, thereby increasing the stability of the retained austenite and improving ductility. can do.
  • the bainite fraction can be increased.
  • carbide precipitation is delayed due to the effects of Si and Al during the bainite transformation process, and as carbon is distributed from bainite to surrounding untransformed austenite, the stability of retained austenite increases and ductility can be improved.
  • the fraction of quenched martensite increases excessively, which causes the fraction of retained austenite to decrease and the shape of the steel sheet to become inferior.
  • the temperature exceeds 500°C bainite is not sufficiently formed, so the fraction of the retained austenite phase decreases, and in the subsequent process, the fraction of the fresh martensite phase increases significantly, causing an excessive increase in strength.
  • the average cooling rate during the secondary cooling is less than 5°C/s, there is a risk that the bainite phase may not be formed at the target level as the pearlite phase is formed.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, and a person skilled in the art will be able to select it appropriately considering the specifications of the cooling equipment. As an example, it may be performed at 100°C/s or less.
  • the secondary cooling can be performed using a hydrogen cooling facility using hydrogen gas (H 2 gas).
  • H 2 gas hydrogen gas
  • the type of gas used in the hydrogen cooling facility is not limited, but for example, it can be controlled to 60-70% hydrogen (H 2 ) and the balance nitrogen (N 2 ).
  • the cooling rate during secondary cooling can be faster than the cooling rate during primary cooling.
  • the effect of tempering martensite or further increasing the amount of bainite transformation can be obtained. If the holding time is less than 30 seconds, it becomes difficult to expect the above effect.
  • the microstructure intended in the present invention can be formed through the process of reheating and maintaining the cold rolled steel sheet for which stepwise cooling has been completed according to the above. Specifically, it is preferable to go through a process of reheating the secondary cooled cold rolled steel sheet to a temperature of 490°C or lower and maintaining it for 20 seconds or more.
  • the quenched martensite generated in the previous cooling process can be transformed into tempered martensite, and bainite transformation is also accompanied.
  • the reheating temperature can be performed at 490°C or lower, and more advantageously, at 470°C or lower.
  • the present invention can provide a plated steel sheet by plating the cold rolled steel sheet manufactured according to the above.
  • hot dip galvanizing can be performed under normal conditions, but for example, it can be performed at a temperature range of 430 to 490°C.
  • the composition of the hot dip zinc plating bath during hot dip galvanizing is not particularly limited, and may be a pure zinc plating bath or a zinc alloy plating bath containing Si, Al, Mg, etc.
  • an alloyed hot-dip zinc-based galvanized steel sheet can be obtained by alloying and heat-treating the hot-dip zinc-coated steel sheet.
  • alloying heat treatment process conditions there are no particular restrictions on alloying heat treatment process conditions, and normal conditions may be used.
  • the alloying heat treatment process can be performed in a temperature range of 480 to 600°C.
  • a final cooling and temper rolling process may be performed after the hot dip galvanizing or alloying heat treatment.
  • Fresh martensite can be further introduced by final cooling the steel sheet that has been hot-dip galvanized or alloyed heat treated according to the above. At this time, the final cooling is preferably performed at a cooling rate of 5°C/s or more to a temperature of Ms or less.
  • the cooling rate during cooling is less than 5°C/s, the fresh martensite phase cannot be secured at the intended level during the cooling process. Meanwhile, the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but may be performed at 50°C/s or less to form a certain percentage of pressed martensite phase.
  • the reduction rate is less than 2% (excluding 0%). If the reduction ratio is more than 2%, it is advantageous in terms of dislocation formation, but side effects such as plate fracture may occur due to limitations in equipment capacity.
  • each heated slab was subjected to final hot rolling at 900°C, which is above the Ar3 transformation point temperature, to produce a hot rolled steel sheet.
  • each hot rolled steel sheet was wound at the temperature shown in Table 2 and then cooled to room temperature at a cooling rate of 0.1°C/s or less. Afterwards, the cooled hot-rolled steel sheet was cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the cumulative reduction ratio of stands 1 to 3 was set to 25%, and the total reduction ratio was set to 60%.
  • each cold rolled steel sheet was subjected to continuous annealing under the conditions shown in Table 2 below, followed by primary cooling (slow cooling), secondary cooling (rapid cooling), maintenance, and reheating.
  • primary cooling slow cooling
  • secondary cooling rapid cooling
  • maintenance reheating
  • reheating to a temperature of 490°C or lower and maintaining the temperature for 30 seconds was performed.
  • the process of maintaining the secondary cooling was performed for 30 seconds.
  • galvanizing was performed in a hot-dip galvanizing bath at 460°C, followed by final cooling to room temperature at a cooling rate of 5°C/s, and then temper rolling to less than 2% to produce a hot-dip zinc-based galvanized steel sheet.
  • alloying heat treatment was performed on some steels after the zinc plating treatment.
  • the microstructure fraction was determined by Nital corrosion of the matrix structure at a point of 1/4t thickness of an annealed steel sheet, followed by tempered martensite (TM), bainite (B), and ferrite using FE-SEM, image analyzer, EBSD, and XRD. (F), fresh martensite (FM), and retained austenite (A) fractions were measured.
  • each element refers to the weight content.
  • FM T is the total fresh martensite fraction
  • FM TM+B means the fresh martensite fraction in contact with tempered martensite or bainite among the fresh martensite fractions.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between Equation 1 and Equation 3 for inventive steels 1 to 6 and comparative steels 1 to 5 in the above embodiment
  • Figure 2 is a graph showing the relationship between inventive steels 1 to 6 and comparative steels 1 to 5.
  • This is a graph showing the relationship between equation 1 and equation 4.
  • C In order to concentrate C in untransformed austenite, a certain amount of C must be included in the low steel component, and additionally, the formation of carbides in the bainite transformation region must be delayed through the addition of Si and Al. In addition, C can be sufficiently concentrated into austenite only when appropriate ferrite is secured, but if too much hardenability elements such as Mn, Cr, Mo, etc. are added, ferrite formation is suppressed, and C cannot be sufficiently concentrated in austenite.
  • Equation 1 is less than 0.7, the target fraction of retained austenite and ferrite cannot be secured, and as a result, fresh martensite cannot be finely dispersed, resulting in a decrease in uniform and non-uniform ductility, making it impossible to satisfy Equations 3 and 4. I can't.
  • invention steels 1 to 6 which satisfy all of the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention, have a tensile strength of 980 MPa or more and satisfy relational expressions 3 and 4. Therefore, it was possible to secure excellent formability and fracture resistance.
  • comparative steels 1 to 8 that deviate from the composition range or relational formula 1 proposed in the present invention, or do not satisfy the manufacturing conditions, are unable to form the intended microstructure and do not secure the physical properties intended by the present invention. You can check that.

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Abstract

본 발명은 자동차 구조부재 등을 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성 및 파괴저항성이 우수한 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차 구조부재 등을 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성 및 파괴저항성이 우수한 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업에서 환경 및 안전 규제가 점점 가혹화됨에 따라, 이산화탄소 배출 규제와 연비 규제도 점점 강화되고 있다. 미국의 고속도로 안전보험협회는 탑승자 보호를 위한 충돌 안정성 규제를 점차 강화해왔으며, 2013년 부터는 25% small overlap과 같은 가혹한 충돌 성능을 요구하고 있다.
이러한 환경 및 안전 이슈를 해결할 수 있는 유일한 해결책은 자동차 경량화이다. 경량화를 달성하기 위해서는 강재의 고강도화가 필요하고, 또한 고강도를 확보하는 동시에 우수한 성형성도 요구된다. 뿐만 아니라, 차체의 충돌성능을 확보하기 위해서는 파괴저항성이 우수해야 한다.
일반적으로, 고강도 자동차 소재는 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등으로 구분될 수 있다.
상기 변태강화강으로는 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강)이나 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, TRIP강)강 등이 있다. 이들 변태강화강을 첨단고강도강 (Advance High Strength Steel: AHSS)이라고도 한다.
이 중, DP강은 연질의 페라이트 내에 경질의 마르텐사이트가 미세하고 균질하게 분산되어 고강도를 확보가는 강이며, CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도 향상을 위해 Ti, Nb 등의 석출경화원소를 첨가하는 강이다. TRIP강은 미세하고 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상온 가공시 상기 잔류 오스테나이트 상이 마르텐사이트로의 변태를 일으켜 고강도 및 고연성을 확보할 수 있는 강이다.
한편, 최근의 자동차용 강판은 연비 향상, 내구성 향상 등을 위해 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호 차원에서 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 강판을 차체 구조용이나 보강재로서 적용하는 사례가 증가하고 있다.
특히, 차체의 내충돌성 향상을 위하여 멤버(member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다. 구조 부재는 인장강도(TS) 대비 항복강도(YS), 즉 항복비(YR=YS/TS)가 높을수록 내충돌특성에 유리한 특징을 가지고 있다.
그런데, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연성은 감소하게 되므로, 성형성, 가공성 등이 저하하는 문제가 발생하고 있어, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다. 다시 말해서, 충돌 안정성과 부품 성형성을 동시에 확보하기 위해서는 항복강도가 높으면서 연성이 우수한 소재의 개발이 필수적이다.
강의 항복비(YR)를 향상하기 위해 인장강도 대비 항복강도를 향상해야 한다. 이를 달성할 수 있는 대표적인 방법으로 연속소둔시 수냉각을 이용하는 방법이 있다. 이는, 소둔공정에서 균열시킨 후 물에 침적하여 마르텐사이트를 형성시킨 후 템퍼링 공정을 통해 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 상을 가지는 강판을 제조할 수 있다. 그러나, 이 방법은 수냉각시 폭방향, 길이방향의 온도 편차로 인해 형상 품질이 열위하게 되어, 성형시 크랙 발생 등 작업성 열화 및 위치별 재칠 편차 등을 유발하는 등 매우 심각한 단점이 존재한다.
상기 기술과 관련된 종래기술로서, 특허문헌 1은 탄소(C)를 0.18% 이상으로 함유하는 강재를 연속소둔 처리한 후 상온까지 수냉한 다음, 120~300℃의 온도로 1~15분간 과시효 처리하여 마르텐사이트의 체적율이 80~97%인 마르텐사이트 강재를 개시한다. 이와 같이, 수냉후 템퍼링 방식에 의한 초고강도강을 제조하는 경우 항복비는 매우 높으나 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상 품질이 열화하는 문제가 발생하여 성형 가공시 크랙 발생 및 작업성 저하등의 문제가 발생한다.
특허문헌 2는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 구성된 강판으로서, 가공성을 향상시키기 위해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시킨 고장력 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 미세한 구리 입자를 석출시키기 위해 Cu를 2~5중량%로 과다 첨가함으로, Cu로 기인한 적열 취성이 발생할 우려가 있으며, 제조비용이 과도하게 상승하는 문제가 있다.
한편, 특허문헌 3은 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트(pearlite)를 2~10면적%로 포함하는 석출강화형 강판으로, Nb, Ti, V 등의 탄·질화물 형성원소를 첨가함으로써 석출강화 및 결정립 미세화에 의한 강도 향상을 도모하고 있다. 이 강판은 구멍확장성은 양호한 한편, 인장강도를 높이는 데에 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레스 성형시 크랙이 발생하는 문제가 있다.
특허문헌 4에는 템퍼드 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 확보하며, 연속소둔 후에 판 형상도 우수한 냉연강판을 제조하는 방법을 개시하나, 탄소가 0.2% 이상으로 높아 용접성이 열위하고, Si 다량 함유로 로내 덴터 결함이 발생할 우려가 있다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1992-289120호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2005-264176호
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제2015-0073844호
(특허문헌 4) 일본 공개특허공보 제2010-090432호
본 발명의 일측면은, 자동차 구조 부재용 등으로 적합한 강판으로서, 고강도뿐만 아니라 성형성과 파괴 저항성이 우수한 강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일태양은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.5~1.3%, 알루미늄(Al) 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.9~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.1% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 C, Si, Al, Mn, Cr 및 Mo은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직은 면적 %로, 페라이트: 10~35%, 잔류오스테나이트: 3~15%, 프레시 마르텐사이트: 20% 이하(0% 제외), 나머지는 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 중 하나 이상을 포함하고,
상기 프레시 마르텐사이트는 프레시 마르텐사이트 상간 거리가 프레시 마르텐사이트 입경의 3배 이상인 프레시 마르텐사이트의 분율이 30% 이상인 강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
(10C+Si+Al)/(Mn+1.3Cr+2.7Mo) ≥ 0.7
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
상기 프레시 마르텐사이트의 분율은 하기 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
(FMTM+B / FMT) ×100 ≥ 80%
(여기서, FMT은 프레시 마르텐사이트 전체 분율이고, FMTM+B 은 프레시 마르텐사이트 분율 중 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트에 접해 있는 프레시 마르텐사이트 분율을 의미한다.)
상기 강판은 항복강도(YS), 균일연성(U-El, Uniform Elongation) 및 인장강도(TS)가 하기 관계식 3을 만족할 수 있다.
[관계식 3]
YS × U-El / TS ≥ 6
상기 강판은 항복강도(YS), 불균일연성(P-El, Post Uniform Elongation) 및 인장강도(TS)가 하기 관계식 4를 만족할 수 있다.
[관계식 4]
YS × P-El / TS ≥ 3
상기 강판은 보론(B): 0.01% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 강판은 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 니오븀(Nb): 0.05 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 강판은 아연계 도금층을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일태양은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.5~1.3%, 알루미늄(Al) 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.9~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.1% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Al, Mn, Cr 및 Mo은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도 범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취 후 열연강판을 0.1℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;
상기 냉각 후 열연강판을 총 압하율 30~80%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3+30℃의 온도에서 연속소둔 처리하는 단계;
상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 450~700℃까지 10℃/s 이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 250~500℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각된 냉연강판을 490℃ 이하의 온도로 재가열하여 20초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
상기 냉간압연은 최초 1~3번 스탠드의 누적 압하율 25% 이상으로 행하는, 강판의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
(10C+Si+Al)/(Mn+1.3Cr+2.7Mo) ≥ 0.7
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
상기 연속소둔은 800~880℃의 온도에서 행할 수 있다.
상기 2차 냉각시 냉각속도는 1차 냉각시 냉각속도 보다 빠르게 행할 수 있다.
상기 2차 냉각은 수소(H2) 가스를 이용하는 수소급냉설비에서 행할 수 있다.
상기 2차 냉각 후 30초 유지하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 재가열 및 유지 후, 430~490℃의 도금욕에서 용융아연도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 용융아연도금 후, 합금화 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 합금화 열처리 후 Ms~100℃ 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 2% 미만의 조질압연 하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명에 의하면, 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서, 성형성이 우수한 강판을 제공함으로써, 부품 가공시 발생하는 가공결함을 방지하여 복잡한 형상의 다양한 부품을 제조할 수 있다. 또한, 파괴저항성이 향상되어 부품과 차량의 안전성 향상에 기여할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 태양을 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명의 실시예의 결과에서, 관계식 1에 따른 관계식 3의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예의 결과에서, 관계식 1에 따른 관계식 4의 변화를 나타낸 그래프이다.
본 명세서에서 사용되는 용어는 본 발명을 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
달리 정의하지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 기술 용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련 기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지도록 해석된다
본 발명의 발명자들은 우수한 성형성과 파괴저항성을 갖는 고강도 강판을 제공하고자 깊이 연구하였다.
그 결과, 강의 합금 성분계 및 제조조건을 최적화함에 의해 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가질 수 있으며, 이로부터 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 자동차용 구조 부재용 등에 적합한 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 일측면에 따른 강판의 합금조성에 대해 상세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
상기 강판은 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.5~1.3%, 알루미늄(Al) 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.9~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.1% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.1~0.2%
상기 C는 강중 변태조직의 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 이러한 C는 강의 고강도화를 도모하고, 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 상기 C의 함량이 증가하면 마르텐사이트의 양이 높아진다.
상기 C의 함량이 0.2%를 초과하게 되면 마르텐사이트 형성에 의한 강도는 높아지나, 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 커진다. 이러한 강도 차이는 소성 변형시 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하므로 연성과 가공경화율이 저하되는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 부품 가공시 용접 결함이 발생하고, 용접시 LME(Liquid Metal Embrittlement) 균열이 발생하여 부품 성능을 저해한다. 한편, 상기 C의 함량이 0.1% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보하게 어렵고, 연성에 필요한 일정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 확보하기 어려워진다. 상기 C의 함량은 0.10~0.20%인 것이 더 유리하다. 보다 유리하게는 0.12~0.18%로 할 수 있다.
실리콘(Si): 0.5~1.3%
상기 Si은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트의 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트 내로 탄소(C)의 농축을 조장하여 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. 또한, 상기 Si은 고용강화능이 우수하여 페라이트의 강도를 높여 상(phase)간 경도차를 줄이는 데에 효과적이다. 그리고, 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내에 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장하여 저온 급냉시 마르텐사이트의 변태를 지연시킴으로써 연성에 필요한 잔류 오스테나이트를 형성하므로, 강판의 연성을 향상시키는 데에 유용한 원소이다. 즉, 상기 Si은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 1.3%를 초과하게 되면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질에 악영향을 미치며, 화성처리성을 저해하고, 용접성이 열위하여 부품 가공시 용접결함이 발생하는 문제가 있다. 특히, 용접시 LME 균열이 발생하여 부품 성능을 저하시킨다. 한편, 그 함량이 0.5% 미만이면 연성에 필요한 일정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 확보하기 어렵고, 고용경화능이 열위하여 페라이트의 강도가 낮아져 상간 경도차를 줄이는데 한계가 있어서 성형성을 저하시킬 수 있다. 상기 Si의 함량은 0.50~1.30%인 것이 더 유리하다. 보다 유리하게는 0.7~1.2%로 할 수 있다.
알루미늄(Al) 0.5% 이하 (0% 제외)
상기 알루미늄, 보다 바람직하게는 산가용 알루미늄(Sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, Si과 유사하게 페라이트 안정화 원소이다. 상기 Al은 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트의 경화능을 향상시키는데 유용한 원소이다. 또한, 소둔 중 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내에 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장하여 저온 급냉시 마르텐사이트 변태를 지연시키고, 잔류 오스테나이트 상을 생성시켜 강판의 연성을 향상시킬 수 있다.
이러한 Al의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 제강 연주 조업시 개재물이 과도하게 형성되어 강판 표면에서 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다. 뿐만 아니라, 용접성이 열위하여 부품 가공시 용접결함을 발생시킬 우려가 있다. 따라서, 상기 Al은 0.5% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 상기 Al의 함량은 0.50% 이하인 것이 더 유리하다.
망간(Mn): 1.9~3.0%
상기 Mn은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며, 강 중 황(S)을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어, 강을 강화시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, 상기 Mn은 복합조직강에서 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계냉각속도를 낮춤으로써 마르텐사이트의 형성을 보다 용이하게 한다.
이러한 Mn의 함량이 1.9% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하는 데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높으며, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정할 뿐만 아니라, 조직 내에 망간 산화물 띠(Mn-Band)가 형성되어 가공 크랙, 판 파단 등의 결함을 일으키는 위험성이 높아진다. 그리고, 소둔 과정에서 Mn 산화물이 표면에 용출되어 표면 품질을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 1.9~3.0%로 포함할 수 있으며, 1.90~3.00%인 것이 더 유리하다. 보다 유리하게는 2.0~2.8%로 할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.3% 이하
상기 Mo은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에, 페라이트의 미세화 및 강도를 향상시키기 위해 선택적으로 포함할 수 있는 원소이다. 이러한 Mo은 강의 경화능을 향상시키며, 마르텐사이트를 결정립계에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능하다는 장점이 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mo을 최대 0.3%로 첨가할 수 있다. 상기 Mo의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 합금원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어지고, 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과가 과잉으로 일어나 오히려 강의 연성이 저하되는 문제가 있다. 상기 Mo의 함량은 0.30% 이하인 것이 더 유리하다.
크롬(Cr): 1.0% 이하 (0% 제외)
상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소로서, 마르텐사이트 형성에 중요한 역할을 한다. 또한, 강도 상승 대비 연신율의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다. 특히 열간압연 과정에서 Cr23C6과 같은 Cr계 탄화물을 형성하는데, 이 탄화물은 소둔 과정에서 일부는 용해되고, 일부는 용해되지 않고 남아, 냉각 후 마르텐사이트내 고용 C량을 적정수준 이하로 제어할 수 있어서, 항복점 연신(YP-El) 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리하다.
상기 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열화하는 문제가 있다. 또한, Cr계 탄화물이 과잉으로 형성되고 조대화됨으로써, 소둔 후 마르텐사이트 크기가 조대해져 연신율의 저하를 초래하는 문제가 있다. 상기 Cr의 함량은 1.00% 이하인 것이 더 유리하다.
인(P): 0.1% 이하
상기 P는 고용강화 효과가 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도 확보에 가장 유리한 원소이다. 하지만, 상기 P의 함량이 과다할 경우, 취성파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판 파단 발생 가능성 및 도금 표면특성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 상기 P은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 강 제조 과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.1% 이하
상기 S은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 연성 및 용접성을 저해하는 원소이므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 유리하다. 특히, 적열 취성을 발생시킬 가능성이 높으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 강 제 조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
보론(B): 0.01% 이하
상기 B은 소둔 중 냉각 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소로서, 페라이트 형성을 억제하고 마르텐사이트 형성을 촉진하는 경화능을 확보하기 위해 선택적으로 포함할 수 있는 원소이다. 이러한 B의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 강 표면에 B이 과도하게 농화되어 도금밀착성 등을 열화시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 B은 0.01% 이하로 포함할 수 있다. 상기 B의 함량은 0.010% 이하인 것이 더 유리하다.
한편, 상기 성분이외에, 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 니오븀(Nb): 0.05 이하 중 1종 이상을 추가로 더 포함할 수 있다.
상기 Ti과 Nb은 강의 강도 상승 및 나노 석출물 형성에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소들이다. 이들 원소들을 첨가하게 되면 탄소와 결합하여 매우 미세한 나노 석출물을 형성하며, 이러한 나노 석출물은 기지조직을 강화시켜 상(phase)간 경도차를 감소시키는 역할을 한다.
이러한 Ti과 Nb의 첨가시 그 함량이 각각 0.05%를 초과하게 되면 제조비용이 상승하며, 석출물이 과도하게 형성되어 연성이 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 Ti과 Nb 중 1종 이상을 첨가하는 경우 각각 0.05% 이하로 포함할 수 있다. 상기 Ti과 Nb의 함량은 0.050% 이하인 것이 더 유리하다.
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.
상기 강판은 상술한 합금조성 중 C, Si, Al, Mn, Cr 및 Mo은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 효과적이다.
[관계식 1]
(10C+Si+Al)/(Mn+1.3Cr+2.7Mo) ≥ 0.7
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
상기 관계식 1을 만족하는 경우 연성에 기여할 수 있는 잔류 오스테나이트를 충분히 확보할 수 있다. 또한, 제조공정과의 최적화를 통해 프레스 성형 또는 충돌시 국부적인 응력 집중을 크게 받을 수 있는 경도가 아주 높은 프레시 마르텐사이트 상들의 상간거리를 넓히고, 그 분포를 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 조직 주변에 미세하고 고르게 분산시킴으로써, 프레시 마르텐사이트에 발생하는 국부적인 응력 집중을 완화시켜 프레시 마르텐사이트 주변에서 발생하는 기공(void)의 생성과 합체를 지연시켜 프레스 성형과정에서 크랙 발생이 없는 우수한 성형성을 확보할 수 있다. 또한, 차량 충돌 시에도 파괴를 지연시킴으로써, 파괴저항성 향상도 도모할 수 있다. 반면에, 상기 관계식 1을 만족하지 못하는 경우에는 잔류 오스테나이트 분율을 충분히 확보하지 못하고, 미세한 프레시 마르텐사이트를 균일하게 분포시킬 수 없어 성형성 및 파괴저항성 확보가 용이하지 않다. 상기 관계식 1은 0.70 이하인 것이 더 유리하다.
다음으로 본 발명 강판의 미세조직에 대해 상세히 설명한다. 미세조직은 면적분율로, 페라이트: 10~35%, 잔류 오스테나이트: 3~15%, 프레시 마르텐사이트: 20% 이하(0% 제외), 나머지는 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 중 하나 이상을 포함할 수 있다.
상기 페라이트는 성형성과 강도 확보에 대단히 중요하다. 페라이트의 분율이 증가하면 미변태 오스테나이트로 탄소를 축적시켜 마르텐사이트 변태온도가 상온 이하로 낮아지게 되어 상온에서 잔류 오스테나이트를 확보하는데 기여할 수 있다. 또한, 페라이트는 연질상으로 변형이 쉽게 이루어지므로 그 자체로 연성을 확보하는데 기여할 수 있다. 이를 위해 상기 페라이트는 10% 이상인 것이 효과적이다. 상기 페라이트의 분율이 35%를 초과하게 되면, 강도가 낮아져 원하는 강도를 확보할 수 없고, 10% 미만인 경우에는 페라이트 자체의 연성 기여 효과를 기대할 수 없고, 또한 오스테나이트내 탄소의 축적이 저해되어 원하는 잔류 오스테나이트 분율을 확보하기 어렵다.
또한 본 발명에서는 베이나이트가 생성되거나, 생성된 마르텐사이트가 템퍼링 되면서 베이나이트 또는 마르텐사이트 내에 도입되어 있던 탄소가 주변의 미변태 오스테나이트로 이동하여 축적되면서 마르텐사이트 변태온도가 상온 이하로 낮아지게 되어, 상온에서 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트가 3% 이상 확보될 경우 성형 중 변태유기소성을 일으켜 강판의 연성 확보에 유리하다. 그러나, 잔류 오스테나이트가 지나치게 많을 경우, 도금 강판의 경우 자동차 부품 조립 점용접시 액체 금속 취성에 취약한 경향이 있으므로, 15%는 넘지 않는 것이 효과적이다.
상기 프레시 마르텐사이트는 강도를 확보하는데 아주 효과적이지만, 그 분율이 20%를 초과하는 경우에는, 상기 프레시 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트 조직 주변에 미세하고 고르게 분산시킬 수 없다. 프레시 마르텐사이트가 집중되는 경우, 경도가 높은 특성에 따라 성형 또는 충돌시 국부적인 응력집중을 크게 받을 수 있어 취성이나 파괴의 원인이 될 수 있다. 즉, 성형성을 감소시킬 수 있다.
상기 미세조직 중 나머지는 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트상 중 어느 하나 이상인 것이 효과적이다. 상 중에서 적어도 하나 이상이 40% 이상 포함되면 미변태 오스테나이트내에 탄소를 농축시켜 연성에 기여하는 잔류 오스테나이트를 3~15% 분율로 생성시킬 수 있고, 프레시 마르텐사이트 분율도 20% 이하로 제어할 수 있게 된다. 이에 따라 프레시 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트 조직 주변에 미세하고 고르게 분산시킬 수 있다. 하지만 그 분율이 40% 미만인 경우에는 원하는 잔류오스테나이트 분율을 확보할 수 없고, 최종적으로 생성되는 프레시 마르텐사이트 분율도 20%를 초과하게 됨으로써 미세한 프레시 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트 주변에 고르고 미세하게 분산시키기가 어렵다.
구체적으로, 프레시 마르텐사이트는 상기 미세조직 상 중에서 가장 강도가 높은 미세조직이다. 프레시 마르텐사이트가 미세하고 고르게 분산되어 있는 경우, 부품 프레스 성형과정에서 변형이 가해졌을 때 프레시 마르텐사이트로 가해지는 국부적인 응력집중이 이웃한 미세조직으로 분산되며 완화된다. 이에 따라, 기공의 생성과 합체를 지연시키므로 부품성형시 가공크랙 발생없이 우수한 성형성을 갖는다. 반면에, 프레시 마르텐사이트가 조대하고 고르지 못하게 편중되어 있는 경우에는, 프레시 마르텐사이트에 국부적으로 응력이 집중됨으로써 기공의 생성과 합체가 수월하게 이루어진다. 이에 따라, 부품 성형시 가공크랙이 발생하여 성형성을 떨어뜨리게 된다. 또한 차량 충돌시에도 프레시 마르텐사이트가 미세하고 고르게 분산되어 있는 경우에는 국부적인 응력집중을 완화시키므로 기공의 생성과 합체가 지연되므로써 충돌파괴 저항성을 향상시킬 수 있는 반면, 프레시 마르텐사이트가 조대하고 고르지 못하게 편중되어 있는 경우에는 프레시 마르텐사이트에 국부적으로 응력이 집중되어 기공의 생성과 합체가 수월하게 이루어져 차량 충돌시 파괴 저항성을 열위하게 한다.
또한, 상기 강판에서 프레시 마르텐사이트는 프레시 마르텐사이트 상간 거리가 프레시 마르텐사이트 입경의 3배 이상인 프레시 마르텐사이트의 분율이 30% 이상일 수 있다. 프레시 마르텐사이트 상간거리(L)가 프레시 마르텐사이트 입경(d)의 3배이상(L > 3d)인 프레시 마르텐사이트의 분율이 30% 이상일 경우, 앞서 설명한 프레시 마르텐사이트에 국부적인 응력집중을 방지하고 기공의 생성과 합체 지연 효과를 극대화 할 수 있어 성형성과 충돌 파괴저항성을 향상시킬 수 있으나, 그 분율이 30% 미만일 경우에는 프레시 마르텐사이트에 국부적인 응력집중을 증가시켜 기공의 생성과 합체를 촉진하여 성형성과 충돌 파괴저항성을 열위하게 한다.
한편, 상기 프레시 마르텐사이트의 분율은 하기 관계식 2를 만족하는 것이 효과적일 수 있다. 이는 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트상 주변에 미세한 프레시 마르텐사이트를 균일하게 분산시킨 미세조직을 구현하는 것이 성형성과 파괴저항성 측면에서 효과적임을 의미한다. 관계식 2에서 언급한 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트에 접해 있는 프레시 마르텐사이트 분율이 전체 프레시 마르텐사이트 분율의 80%를 넘을 경우 미세한 프레시 마르텐사이트의 고른 분산효과로 인해 프레시 마르텐사이트에 국부적인 응력집중 완화효과와 기공의 생성과 합체 지연 효과를 극대화할 수 있어 성형성과 충돌 파괴저항성을 향상시킬 수 있으나, 그 분율이 80% 미만일 경우에는 미세한 프레시 마르텐사이트의 고른 분산효과가 사라져 프레시 마르텐사이트에 국부적적으로 응력집중을 증가시켜 기공의 생성과 합체를 수월하게 하므로써 성형성과 충돌 파괴저항성을 열위하게 한다.
[관계식 2]
(FMTM+B / FMT) ×100 ≥ 80%
(여기서, FMT은 프레시 마르텐사이트 전체 분율이고, FMTM+B 은 프레시 마르텐사이트 분율 중 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트에 접해 있는 프레시 마르텐사이트 분율을 의미한다.)
본 발명의 강판은 인장강도(TS) 980MPa 이상의 고강도를 가지면서, 항복강도(YS) 700MPa 이상이고 총연신율(T-El)이 13% 이상일뿐만 아니라, 본 발명의 강판은 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 균일연성(U-El)의 관계가 하기 관계식 3을 만족하고, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 불균일연성(P-El)이 하기 관계식 4의 관계를 만족함으로써, 성형성 및 파괴저항성이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 하기 관계식 3 및 4에서 YS와 TS의 단위는 MPa이고, U-El 및 P-El의 단위는 % 이다.
[관계식 3]
YS × U-El / TS ≥ 6
[관계식 4]
YS × P-El / TS ≥ 3
소재의 인장시험시 하중-변위 선도에서 파단시까지의 변형율을 총 연성 (Total Elongation, T-El), 최대 하중점까지의 변형율을 균일연성 (Uniform Elongation, U-El), 최대하중점에서 파단시까지의 변형율을 불균일연성 (Post Uniform Elongation, P-El)으로 정의한다. 소재에 변형이 가해질 때 균일연성 지점까지는 소재전체의 변형이 균일하게 진행되며, 이 지점을 넘어서서는 소재의 어느 한 부분에 넥킹이 발생한다. 따라서 균일연성이 우수할 경우 부품 성형시 높은 변형율에도 넥킹없이 우수한 성형성을 갖는다. 관계식 3의 의미는 상기에 언급한대로 미세조직을 제어하여 미세한 프레시 마르텐사이트를 고르게 분포시킬 경우, 항복강도가 높음에도 불구하고 우수한 성형성을 갖는다는 것을 의미한다. 또한 불균일연성이 우수하면 넥킹이 발생함에도 불구하고 최종 소재의 파단까지는 더 많은 변형이 수반되어야 한다. 상기 관계식 3은 6.0 이상인 것이 더 유리하다. 식 4의 의미는 상기에 언급한대로 미세조직을 제어하여 미세한 프레시 마르텐사이트를 고르게 분포시킬 경우, 항복강도가 높고 불균일연성도 우수하므로, 차량 충돌시 조직내 기공의 생성과 합체를 지연시키므로써 충돌 파괴저항성이 우수하다는 것을 의미한다.상기 관계식 4는 3.0 이상인 것이 더 유리하다. 종합해보면 관계식 3과 4를 만족할 경우, 항복강도가 높음에도 부품 성형성도 우수하고, 차량 충돌시 파괴 저항성도 동시에 우수한 강재임을 의미한다.
한편, 본 발명의 강판은 냉연강판일 수 있으며, 상기 냉연강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 용융아연도금강판, 상기 용융아연도금강판을 합금화처리한 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 아연계 도금층은 아연을 주로 함유하는 아연도금층, 아연 이외에 알루미늄 및/또는 마그네슘을 함유하는 아연합금도금층일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일구현예인 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속소둔 - 냉각 - 재가열 및 유지]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이후 [용융아연도금 - 합금화 열처리] 등의 공정을 더 행할 수 있다.
각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
강 슬라브 가열
먼저, 전술한 합금 성분 및 관계식 1을 충족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.
상기 가열 공정은 특별히 제안하지 않으며, 통상의 가열조건이면 충분하다. 바람직한 일예로 1100~1300℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 가열 온도가 1100℃ 미만이면 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 열간압연시 롤러에 부하되는 하중이 급격히 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 온도 상승을 위해 요구되는 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다.
열간압연
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조할 수 있으며, 이때 열간압연 조건은 특별히 제한되지 않으며 통상의 열간압연 온도에서 행할 수 있다. 바람직한 일예로 상기 마무리 열간압연은 800~1000℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
권취
상기에 따라 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 이때 400~700℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 권취 온도가 400℃ 미만이면 열연강판의 강도가 과도하게 높아져 후속하는 냉간압연시 압연 부하를 유발할 수 있다. 또한, 열간압연된 강판을 권취 온도까지 냉각하기 위한 비용과 시간이 과도하게 소요되어 공정 비용 상승의 원인이 된다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 열연강판 표면에 스케일이 과도하게 발생하여 표면 결함을 유발할 가능성이 높으며, 도금성이 약화되는 원인이 된다.
냉각
상기 권취된 열연강판을 상온까지 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 여기서, 냉각은 평균냉각속도를 의미한다.
이와 같이, 권취된 열연강판을 일정 속도로 냉각을 행함으로써 오스테나이트의 핵생성 사이트(site)가 되는 탄화물을 미세하게 분산시킨 열연강판을 얻을 수 있다. 즉, 열연 과정에서 미세한 탄화물을 강 내에 고르게 분산시키고, 이후의 소둔시 이 탄화물이 용해되면서 강 중에 오스테나이트 상을 미세하게 분산 및 형성시킬 수 있으며, 이로 인해 소둔이 완료된 후에는 균일하게 분산된 미세 마르텐사이트 상을 얻을 수 있다.
냉간압연
상기에 따라 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 30~80%의 냉간압하율(총 압하율)로 행할 수 있다.
특히, 본 발명은 상기 냉간압연시 초기 스탠드, 바람직하게 1~3번 스탠드의 누적 압하율을 25% 이상으로 행함으로써 강 내부에 저장된 에너지(stored engergy)를 높임으로써 후속하는 소둔 과정에서 페라이트의 재결정을 촉진하는 구동력으로 작용하는 효과를 얻을 수 있다. 이로 인해, 강 내에 미재결정 페라이트의 분율을 낮추는 효과를 부여할 수 있다.
강 내 미재결정 페라이트가 존재할 경우, 국부적으로 변형 및 응력이 집중되어 강의 연성이 열위하게 되는 반면, 재결정 페라이트는 변형 및 응력 집중을 완화시킴으로써 연성 향상에 기여한다.
상기 냉간압연시 초기 1~3번 스탠드의 누적 압하율이 25% 미만이거나, 최종 스탠드까지의 냉간압하율(총 압하율)이 30% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 강판의 형상교정이 어려워지는 문제가 있다. 또한, 미재결정 페라이트의 분율이 높아져 연성이 저하되는 문제가 있다. 반면, 상기 냉간압연시 최종 스탠드까지의 냉간압하율이 80%를 초과하게 되면 강도가 높아져 냉간압연시 롤 부하를 가져오는 문제가 있으며, 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높아지는 문제가 있다.
본 발명에서 상기 냉간압연은 5 또는 6개 스탠드로 구성되는 압연기를 이용하여 실시될 수 있으며, 다만 이에 한정하는 것은 아님을 밝혀둔다.
연속소둔
상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속 소둔 처리하는 것이 바람직하다. 상기 연속 소둔 처리는 일 예로 연속 합금화 용융도금로에서 행해질 수 있다.
상기 연속 소둔 단계는 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트 상을 형성하고, 탄소를 분해하기 위한 공정이다.
상기 연속 소둔 처리는 Ac1+30℃~Ac3+30℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 800~880℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 연속 소둔시 그 온도가 Ac1+30℃ 미만이면 충분한 재결정이 이루어지지 못할 뿐만 아니라, 충분한 오스테나이트의 형성이 어려워 소둔 후 목표 수준의 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트와 베이나이트의 분율을 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 Ac3+30℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 조대해져 미세한 잔류 오스테나이트 상을 경질상 주변에 고르게 형성할 수 없게 된다. 또한, 생산성이 저하되고, 고온 소둔으로 인한 Si, Mn, B 등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의해 표면 농화물의 형성이 심화되어 도금 표면품질을 확보할 수 없다.
단계적 냉각
상기한 바에 따라 연속 소둔 처리된 냉연강판을 단계적으로 냉각하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 냉각은 450~670℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 1차 냉각이라 칭함)한 다음, 250~500℃까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 2차 냉각이라 칭함)하는 것이 바람직하다.
1차 냉각
본 발명은 최종 조직으로서 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 중 하나 이상의 분율을 40% 이상 형성하기 위하여, 후속 2차 냉각 과정에서 마르텐사이트와 베이나이트의 분율을 확보할 수 있어야 한다. 이를 위해 상기 1차 냉각은 450~670℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각할 수 있다.
구체적으로, 후속 2차 냉각을 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도) 이하에서 종료하는 경우 상대적으로 마르텐사이트 상을 다량으로 형성할 수 있는데, 이를 위해서는 상기 1차 냉각의 종료 온도를 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 또한, 후속 2차 냉각을 베이나이트 온도영역에서 종료하게 되면 상대적으로 베이나이트 상을 유리하게 형성할 수 있으며, 이를 위해서는 상기 1차 냉각의 종료 온도를 보다 높게 제어하는 것이 유리하다.
1차 냉각시 냉각은 450~700℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각하며, 바람직하게는 후속 2차 냉각을 Ms 이하로 종료하는 경우 상기 1차 냉각은 450~600℃의 온도범위까지 행하는 것이 바람직하며, 후속 2차 냉각을 베이나이트 온도영역에서 종료하는 경우 상기 1차 냉각을 550~700℃의 온도범위까지 행하는 것이 바람직하다.
상기 1차 냉각시 종료온도가 450℃ 미만이면 소둔로 내 분위기 가스를 냉각시키는 설비에 큰 부하가 되고, 냉각속도가 빨라져 냉각 중 생성되는 페라이트 상을 충분히 확보할 수 없게 된다. 반면, 상기 종료온도가 700℃를 초과하게 되면 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다.
또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 생산성을 고려하여 상기 1차 냉각은 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
2차 냉각
상술한 조건으로 1차 냉각을 완료한 후, 2차 냉각을 행하는 것이 바람직한데, 이때 냉각종료온도와 냉각속도를 제어함으로써 목표로 하는 미세조직을 형성하도록 유도할 수 있다.
상기 2차 냉각시 Ms 이하로 냉각을 행하게 되면, 퀜칭(qhenching) 마르텐사이트를 형성하게 되며, 그 온도가 낮을수록 퀜칭 마르텐사이트의 분율이 높아져 강판의 강도 향상을 유도할 수 있다. 또한, 후속 열처리(본 발명의 재가열 공정임) 과정에서 템퍼링되어 템퍼드 마르텐사이트로 되면서 마르텐사이트 내에 과포화된 탄소가 주변의 미변태 오스테나이트로 분배되어 잔류 오스테나이트의 안정성을 높이고, 연성 향상을 도모할 수 있다.
상기 2차 냉각시 Ms 초과하는 온도로 냉각을 행하게 되면, 베이나이트 분율을 높일 수 있다. 이때, 베이나이트 변태 과정에서 Si, Al의 효과로 탄화물 석출이 지연되면서, 베이나이트로부터 주변 미변태 오스테나이트로의 탄소가 분배됨에 따라 잔류 오스테나이트의 안정성이 높아지고, 연성을 향상시킬 수 있다.
상기 2차 냉각의 종료온도가 250℃ 미만이면 퀜칭 마르텐사이트의 분율이 과도하게 증가하여 오히려 잔류 오스테나이트 상의 분율이 감소하고, 강판의 형상이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 베이나이트가 충분히 형성되지 못하여 잔류 오스테나이트 상의 분율이 감소하고, 후속 과정에서 프레시 마르텐사이트 상의 분율이 크게 증가하여 강도가 과도하게 높아지는 문제가 있다.
또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 펄라이트 상이 형성됨에 따라 베이나이트 상이 목표 수준으로 형성되지 못할 우려가 있다. 한편, 상기 평균 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자가 냉각 설비의 사양을 고려하여 적절히 선택할 수 있을 것이다. 일 예로, 100℃/s 이하에서 행할 수 있을 것이다.
게다가, 상기 2차 냉각은 수소 가스(H2 gas)를 이용하는 수소냉각설비를 이용할 수 있다. 이와 같이, 수소냉각설비를 이용하여 냉각을 행함으로써 상기 2차 냉각시 발생할 수 있는 표면산화를 억제하는 효과를 얻을 수 있다. 이때, 상기 수소냉각설비에서 사용되는 가스의 종류가 한정되는 것은 아니나, 일예로, 60~70%의 수소(H2)와 잔부 질소(N2)로 제어될 수 있다.
한편, 상술한 바에 따라 단계적으로 냉각을 행함에 있어서, 1차 냉각시의 냉각속도 보다 2차 냉각시의 냉각속도를 빠르게 행할 수 있다.
유지
상기에 따라 2차 냉각을 완료한 후 냉각된 온도범위에서 30초 이상 유지하는 공정을 더 행할 수 있다.
상기 유지 공정을 통해, 마르텐사이트를 템퍼링시키거나 베이나이트 변태량을 더 증가시키는 효과를 얻을 수 있다. 상기 유지 시간이 30초 미만이면 상술한 효과를 기대하기 어려워진다.
재가열 및 유지
상기에 따라 단계적 냉각이 완료된 냉연강판을 재가열 및 유지하는 공정을 통해 본 발명에서 의도하는 미세조직을 형성할 수 있다. 구체적으로, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 490℃ 이하의 온도로 재가열하여 20초 이상 유지하는 공정을 거치는 것이 바람직하다.
상술한 온도로 재가열하여 유지함에 의해, 이전 냉각 과정에서 생성된 퀜칭 마르텐사이트가 템퍼드 마르텐사이트로 변태될 수 있으며, 또한 베이나이트 변태도 동반하게 된다.
상기 템퍼링 과정에서 마르텐사이트 내에 과포화되어 있던 탄소가 주변의 미변태 오스테나이트로 재분배된다. 또한, 상기 2차 냉각이 Ms 초과에서 종료된 경우에는 상기 재가열 및 유지 과정에서 베이나이트 분율이 크게 증가하게 되는데, 이 과정에서 베이나이트로부터 배출된 탄소가 미변태 오스테나이트로 재분배됨으로써, 잔류 오스테나이트의 안정성이 향상되어 연성이 높아지는 효과를 얻을 수 있다.
다만, 상기 재가열시 온도가 과도하게 높아지면 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 내의 탄화물이 조대화되어 강도가 낮아지고, 조대한 탄화물의 형성에 따른 미변태 오스테나이트로의 탄소 재분배 효과가 감소하여, 잔류 오스테나이트 분율이 감소하게 되고, 결국 연성의 향상을 기대하기 어렵다.
따라서, 상기 재가열 온도를 490℃ 이하에서 행할 수 있으며, 보다 유리하게는 470℃ 이하로 행할 수 있다.
상기와 같이 490℃ 이하로 재가열된 냉연강판을 그 온도에서 20초 이상 유지함으로써 상술한 효과가 충분히 구현되도록 함이 바람직하나, 상기 유지시 그 시간이 과도하여 5분을 초과하게 되면 마르텐사이트의 템퍼링 효과가 과도해져 강도가 저하되는 문제가 있으므로 5분을 넘지 않는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명은 상기에 따라 제조된 냉연강판을 도금처리함으로써 도금강판을 제공할 수 있다.
용융아연도금
상기에 따라 재가열 및 유지 공정을 거친 후 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일예로 430~490℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.
합금화 열처리
또한, 필요에 따라, 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.
또한, 더 추가하여, 상기 용융아연도금 또는 합금화 열처리 후 최종 냉각 및 조질압연 공정을 행할 수 있다.
최종 냉각
상기에 따라 용융아연도금 또는 합금화 열처리된 강판을 최종 냉각하여, 프레시 마르텐사이트를 더욱 도입할 수 있다. 이때, 상기 최종 냉각은 5℃/s 이상의 냉각속도로 Ms 이하의 온도까지 행하는 것이 바람직하다.
상기 냉각시 냉각속도가 5℃/s 미만이면 냉각 과정에서 프레시 마르텐사이트 상을 의도하는 수준으로 확보할 수 없다. 한편, 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 일정 분율의 프레스 마르텐사이트 상의 형성을 위하여 50℃/s 이하로 행할 수 있다.
조질압연
나아가, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 강 내에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다. 이때, 압하율은 2% 미만(0% 제외)인 것이 바람직하다. 만일, 압하율이 2% 이상인 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판 파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 하기 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것으로서, 본 발명의 권리범위는 하기 실시예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.
(실시예 1)
하기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1200℃의 온도에서 가열한 후, 각각의 가열된 슬라브를 Ar3 변태점 온도 이상인 900℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 산세 후, 각 열연강판을 표 2에 개시된 온도에서 권취한 후 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하였다. 이후, 냉각된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다.
상기 냉간압연시 스탠드 1~3의 누적압하율을 25%로 하고, 전체 압하율은 60%로 실시하였다.
이 후, 각각의 냉연강판을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속소둔 처리한 후, 1차 냉각(서냉), 2차 냉각(급냉) 및 유지 그리고 재가열을 행하였다. 2차 냉각 및 유지 공정이 완료된 후, 490℃ 이하의 온도로 재가열한 후 그 온도에서 30초 유지하는 공정을 행하였다. 상기 2차 냉각 후 유지하는 공정은 30초간 행하였다.
그 후, 460℃의 용융아연도금욕에서 아연도금처리한 다음, 5℃/s의 냉각속도로 상온까지 최종 냉각한 후, 2% 미만으로 조질압연하여 용융 아연계 도금강판을 제조하였다. 이때, 일부 강에 대해서는 상기 아연도금처리 후 합금화 열처리를 실시하였다.
Figure PCTKR2023020641-appb-img-000001
이후 각 시편들의 기계적 특성과 미세조직 특성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 DIN 규격을 이용하여 L방향으로 실시하여 인장물성을 평가하였다. 이때, 소재의 인장시험시 하중-변위 선도에서 파단시까지의 변형율을 총 연성 (Total Elongation, T-El), 최대 하중점까지의 변형율을 균일연성 (Uniform Elongation, U-El), 최대하중점에서 파단시까지의 변형율을 불균일연성 (Post Uniform Elongation, P-El)으로 정의하여 그 값을 표기하였다. 미세조직 분율은 소둔 처리된 강판의 판두께 1/4t 지점에서 기지조직을 Nital 부식후 FE- SEM과 Image analyzer, EBSD, XRD를 이용하여 템퍼드 마르텐사이트(TM), 베이나이트(B), 페라이트(F), 프레시 마르텐사이트(FM), 잔류 오스테나이트(A) 분율을 측정하였다.
Figure PCTKR2023020641-appb-img-000002
Figure PCTKR2023020641-appb-img-000003
상기 표 1 내지 3에서 관계식 1 내지 4는 다음과 같다.
[관계식 1]
(10C+Si+Al)/(Mn+1.3Cr+2.7Mo) ≥ 0.7
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
[관계식 2]
(FMTM+B / FMT) ×100 ≥ 80%
(여기서, FMT은 프레시 마르텐사이트 전체 분율이고, FMTM+B 은 프레시 마르텐사이트 분율 중 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트에 접해 있는 프레시 마르텐사이트 분율을 의미한다.)
[관계식 3]
YS × U-El / TS ≥ 6
[관계식 4]
YS × P-El / TS ≥ 3
한편, 도 1은 상기 실시예에서 발명강 1 내지 6과 비교강 1 내지 5에 대해, 관계식 1과 관계식 3의 관계를 나타낸 그래프이고, 도 2는 발명강 1 내지 6과 비교강 1 내지 5에 대해 관계식 1과 관계식 4의 관계를 나타낸 그래프이다. 관계식 1의 소강성분 관계식 1이 0.7 이상 일 때, 관계식 3과 4를 만족할 수 있다. 전술한 것과 같이, 본 발명에서 성형성과 충돌 파괴저항성을 향상시키기 위해서는 관계식 3과 관계식 4를 충족시켜야 하는데, 이를 위해서는 본 발명에서 제시하는 미세조직을 확보하는 것이 효과적이고, 이를 위해 미변태 오스테나이트에 C을 농축시키는 것이 중요하다. 미변태 오스테나이트에 C을 농축시키기 위해서는 소강성분상에서 일정량 이상의 C 함량이 포함되어야 하고, 추가적으로 Si과 Al 첨가를 통해 베이나이트 변태영역에서 탄화물 형성을 지연시켜야 한다. 또한, 적정한 페라이트가 확보되어야 오스테나이트로 C을 충분히 농축시킬 수 있는데, 경화능 원소들인 Mn, Cr, Mo 등이 너무 많이 첨가되면 페라이트 형성을 억제시키므로, 오스테나이트에 C을 충분히 농축시킬 수 없다.
상기 관계식 1이 0.7 이상일 경우 목표하는 페라이트와 잔류 오스테나이트 분율을 확보할 수 있고, 이로 인해 최종적으로 프레시 마르텐사이트도 미세 분산시킴으로서 균일연성 및 불균일 연성이 증가하게 되고, 결과적으로 관계식 3과 관계식 4도 만족할 수 있다.
반면에 관계식 1이 0.7 미만이면 목표하는 잔류오스테나이트 및 페라이트 분율을 확보할 수 없고 결과적으로 프레시 마르텐사이트도 미세하게 분산시킬 수 없어서 균일연성 및 불균일연성이 감소하게 되어 관계식 3과 관계식 4를 만족시킬 수 없다.
한편, 상기 표 1 내지 3으로부터, 본 발명에서 제안하는 합금 성분계 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 6은 980MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 관계식 3 및 4를 충족하는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 우수한 성형성 및 파괴저항성을 확보할 수 있었다.
이에 비해, 본 발명에서 제안하는 성분범위 또는 관계식 1을 벗어나거나, 제조조건을 만족하지 못하는 비교강 1 내지 8은 의도하는 바로 미세조직이 형성되지 못하고, 본 발명에서 의도하는 물리적 특성이 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다.

Claims (15)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.5~1.3%, 알루미늄(Al) 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.9~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.1% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 C, Si, Al, Mn, Cr 및 Mo은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직은 면적 %로, 페라이트: 10~35%, 잔류오스테나이트: 3~15%, 프레시 마르텐사이트: 20% 이하(0% 제외), 나머지는 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 중 하나 이상을 포함하고,
    상기 프레시 마르텐사이트는 프레시 마르텐사이트 상간 거리가 프레시 마르텐사이트 입경의 3배 이상인 프레시 마르텐사이트의 분율이 30% 이상인 강판.
    [관계식 1]
    (10C+Si+Al)/(Mn+1.3Cr+2.7Mo) ≥ 0.7
    (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 프레시 마르텐사이트의 분율은 하기 관계식 2를 만족하는 강판.
    [관계식 2]
    (FMTM+B / FMT) ×100 ≥ 80%
    (여기서, FMT은 프레시 마르텐사이트 전체 분율이고, FMTM+B 은 프레시 마르텐사이트 분율 중 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트에 접해 있는 프레시 마르텐사이트 분율을 의미한다.)
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 항복강도(YS), 균일연성(U-El, Uniform Elongation) 및 인장강도(TS)가 하기 관계식 3을 만족하는 강판.
    [관계식 3]
    YS × U-El / TS ≥ 6
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 항복강도(YS), 불균일연성(P-El, Post Uniform Elongation) 및 인장강도(TS)가 하기 관계식 4를 만족하는 강판.
    [관계식 4]
    YS × P-El / TS ≥ 3
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 보론(B): 0.01% 이하를 더 포함하는 강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 니오븀(Nb): 0.05 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 아연계 도금층을 더 포함하는 강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.2%, 실리콘(Si): 0.5~1.3%, 알루미늄(Al) 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.9~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.1% 이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Al, Mn, Cr 및 Mo은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도 범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 열연강판을 0.1℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 열연강판을 총 압하율 30~80%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3+30℃의 온도에서 연속소둔 처리하는 단계;
    상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 450~700℃까지 10℃/s 이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 250~500℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 490℃ 이하의 온도로 재가열하여 20초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
    상기 냉간압연은 최초 1~3번 스탠드의 누적 압하율 25% 이상으로 행하는, 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    (10C+Si+Al)/(Mn+1.3Cr+2.7Mo) ≥ 0.7
    (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 연속소둔은 800~880℃의 온도에서 행하는 강판의 제조방법.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 2차 냉각시 냉각속도는 1차 냉각시 냉각속도 보다 빠르게 행하는 것인 강판의 제조방법.
  11. 청구항 8에 있어서,
    상기 2차 냉각은 수소(H2) 가스를 이용하는 수소급냉설비에서 행하는 것인 강판의 제조방법.
  12. 청구항 8에 있어서,
    상기 2차 냉각 후 30초 유지하는 단계를 더 포함하는 강판의 제조방법.
  13. 청구항 8에 있어서,
    상기 재가열 및 유지 후, 430~490℃의 도금욕에서 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 강판의 제조방법.
  14. 청구항 13에 있어서,
    상기 용융아연도금 후, 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 강판의 제조방법.
  15. 청구항 14에 있어서,
    상기 합금화 열처리 후 Ms~100℃ 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각한 후, 2% 미만의 조질압연 하는 단계를 더 포함하는 강판의 제조방법.
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