KR100848203B1

KR100848203B1 - 균일 연신율 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100848203B1
Application number: KR20060115388A
Authority: KR
Inventors: 다케시 요코타; 아키오 고바야시; 카즈히로 세토; 요시히로 호소야; 토마스 헬러; 브리깃테 하머; 롤프 보데; 귄터 스틱
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤; 티센크루프 스틸 악티엔게젤샤프트
Priority date: 2005-11-25
Filing date: 2006-11-21
Publication date: 2008-07-24
Also published as: JP4819489B2; US8815025B2; CN1970812B; KR20070055354A; US20070119521A1; EP1790737A1; CA2566736A1; CA2566736C; JP2007146209A; CN1970812A; EP1790737B1

Abstract

본 발명은 780MPa 이상의 강도를 갖고 고항복비, 강도와 균일 연신율 사이의 우수한 밸런스 및 강도와 신장 플랜지성 사이의 양호한 밸런스 외에 양호한 도금 특성을 발휘하는 고강도 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 질량%로, C: 0.05∼0.25%, Si: 0.5% 미만, Mn: 0.5∼3.0%, P: 0.06% 이하, S: 0.01% 이하, Sol. Al: 0.50∼3.0%, N: 0.02% 이하, Mo: 0.1∼0.8%, Ti: 0.02∼0.40%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물이 분산상태로 석출되어 있는 페라이트상에 더하여 베이나이트상과 잔류 오스테나이트상을 포함하는 적어도 세 개의 상으로 형성된 조직을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 전체 체적율이 80% 이상이고, 베이나이트상의 체적율이 5∼60%이며, 잔류 오스테나이트상의 체적율이 3∼20%인 고강도 강판을 제공한다.

강판, 항복비, 균일 연신율, 플랜지성, 도금, 아연도금

Description

균일 연신율 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{A HIHG STRENGTH STEEL EXCELLENT IN UNIGORM ELONGATION PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 780MPa 이상의 강도를 갖고 강도(TS)와 균일 연신율(Uniform Elongation; U·EL) 사이의 밸런스(Balance)가 우수하며 프레스 성형, 굽힘공정 또는 신장 플랜지공정(Stretch Flanging Process) 등의 일부 가공작업이 가해지는 부재의 원료로서 사용하는데 적합한 고강도 강판에 관한 것이다.

환경문제에 대한 관심이 고양됨에 따라, 부품의 강도와 두께를 증대시킴으로써 부품의 중량을 감소시키기 위한 노력들이 시도되고 있다. 또한, 고강도 강판이 적용되는 분야가 넓어짐에 따라, 고강도 강판을 취급하는 경우에서도 복잡한 공정을 실시하기 위해 프레스 성형이 폭넓게 이용되는 경향이 있어, 결과적으로 고강도를 가짐과 아울러 가공성이 우수한 재료가 요망되고 있다.

특히, 자동차의 분야에서는, 강도와 신장 플랜지성(Flangeability) 사이의 밸런스와 더불어 각종의 특성을 발휘하기 위해 고강도 강판이 요구된다. 더 구체적으로는, (1)차량 충돌 사고시에 안정성의 관점에서의 고 항복비(High Yield Ratio)(YS/TS＞0.7), (2)팽출 특성(Bulging Properties)의 관점에서 강도와 균일 연신율(TS×U·EL＞12,000) 사이의 우수한 밸런스, 및 (3)부품의 내구성의 관점에서의 양호한 도금 성능(일반적으로, Si＜0.5%가 절대적으로 요구되는 조건들 중의 하나)이 요구된다. 특히, 균일 연신율, 즉 상기 요건 (2)에 관하여, 균일 연신율의 개선은 최근에 매우 중요한 요인이다. 이는 최근에 요구되고 있는 프레스 성형시간의 단축과 부품의 복잡한 형상에 따라 항복점 이후의 네킹(Necking)의 개시 때까지 내구성이 요구되고 있기 때문이다. 그러나, 종래기술은 상기 요건 (1)∼(3) 모두를 동시에 충족하는 것이 매우 어렵다.

과거에는 구조용 부품의 제조를 위해 고강도 강판을 사용하는 것이 통례이었고, 그래서 신장 플랜지성이 팽출 특성보다 더 중요한 것으로 평가되어 왔다. 그러므로, 오늘날까지 고강도 및 고신장 플랜지성 양쪽에 대한 요건을 충족하기 위한 수많은 방법들이 제안되어 왔다. 예컨대, 이하에 확인되는 특허문헌1과 특허문헌2의 각각에는, 700MPa 이상의 고강도에도 불구하고 우수한 구멍확장률(Hole Expanding Ratio)을 나타내는 강판이 제안되어 있다. 구체적으로는, 특허문헌1에는, 구멍확장률이 우수한 강판을 얻기 위해 바늘모양의 페라이트에 TiC 또는 NbC가 석출된다는 것이 제안되어 있다. 한편, 특허문헌2에는, 강판의 구멍확장률을 증가시키기 위해서, 강판의 조직의 적어도 85%가 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite)로 형성되고, TiC가 석출되며 Mo가 용해된다는 것이 제안되어 있다. 특허문헌1과 2는 특수 강판을 제조하는 방법도 제안하고 있다. 그러나, TiC 또는 NbC가 상기한 특허문헌들에서처럼 석출 강화를 위해 이용되는 경우에, 석출물이 커지거나 거칠어 지는 것이 불가피하여 강도가 저하하게 된다. 또한 커지고 거칠어진 석출물이 균열의 개시점과 전파 경로를 제공하기 때문에 충분한 신장 플랜지성을 확보하는 것도 어렵다.

상기한 문제점을 해결하기 위해서, 이하에 인용한 특허문헌3에는, 페라이트를 주상(主相)으로서 포함하고 페라이트 입자내에 석출되고 평균 탄화물 입경이 50nm 이하인 바나듐(V) 탄질화물을 갖는 강판이 제안되어 있다. 이러한 특정 조직의 강판이 전체 연신율, 구멍확장률 및 내피로성을 향상할 수 있다고 교시되어 있다. 그러나, 이러한 방법에 의해 얻어진 조직은 주로 페라이트와 펄라이트로 이루어져 있고 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트를 이용하려고 한 것이 아니다(이 특허문헌3은 제2상의 양이 0%인 것이 매우 바람직하다고 교시되어 있다). 특허문헌3에 제안된 강판이 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 만족스럽다고 설명하는 것은 불합리하다. 한편, 이하에 인용한 특허문헌4, 특허문헌5, 특허문헌6, 특허문헌7, 특허문헌8, 특허문헌9 및 특허문헌10의 각각에는, 높은 YS/TS비, 양호한 연신율 플랜지성, 만족스러운 도금 특성을 갖는 강판 및 그 특정 강판의 제조방법이 개시되어 있다. 우수한 특성을 나타내는 강판이 조직이 페라이트로 형성되고 그 페라이트 조직이 Ti 및 Mo를 포함하고 평균 석출물 입경이 10nm 이하인 초미세 석출물에 의해 강화되는 구성에 의해 얻어질 수 있다고 교시되어 있다. 이들 특허문헌들에 제안된 방법은 전술한 요건 (1)의 관점에서 매우 효과적이다. 그러나, 이 특정 방법은 페라이트 단상(單相) 조직일 뿐만 아니라 강도와 균일 연신율 사이의 양호한 밸런스를 얻을 수 없다.

강도와 균일 연신율 사이 또는 강도와 전체 연신율(Entire Elongation; EL) 사이의 밸런스를 개선하기 위한 수단으로서 잔류 오스테나이트(잔류

)를 이용하는 여러 가지의 방법들이 제안되어 있다. 예컨대, 이하에 인용한 특허문헌11에는, 강도와 전체 연신율 사이의 밸런스가 우수한 강판 및 그 특정 강판의 제조방법이 개시되어 있다. 이 특허문헌11은 강판이 Si: 0.5∼20중량%, Ti: 0.005∼0.3중량%를 포함하는 조성을 갖고, 평균 입경이 2.5㎛ 미만인 페라이트를 주성분으로 함유하며, 평균 입경이 5㎛ 이하인 베이나이트와 적어도 5％의 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직을 갖는다고 교시되어 있다. 그러나, 이 종래기술에서는 상기 강판이 주로 입자 정련에 의해 강화되기 때문에, YS/TS＞0.7의 요건을 얻는 것이 어렵다. 또한 780MPa 이상의 강도를 얻는 것도 어렵다.

특허문헌12와 특허문헌13의 각각은 강도가 780MPa 이상이고 강도와 전체 연신율 사이의 밸런스가 우수한 강판 및 그 특정 강판의 제조방법을 개시하고 있다. 특허문헌12에는, 상기한 강판을 얻기 위해 다각형 페라이트 점적률(占積率, Space Factor Rate)과 다각형 페라이트의 평균 입경의 비(比)가 7 이상으로 설정되고 Si가 다량으로 첨가된다고 개시되어 있다. 한편, 특허문헌13은 상기한 강판을 얻기 위해 Si가 0.5중량% 이상의 양으로 첨가되는 잔류 오스테나이트 강 중의 페라이트가 Ti 및 Mo를 함유하는 미세 석출물에 의해 강화된다는 것을 교시하고 있다. 그러나, 이러한 각각의 방법에서는, Si가 0.5중량% 이상 요구되어 표면 특성을 열화(劣化)시키고 강판의 도금 성능을 저하시킨다.

다량의 Si를 첨가하지 않고 잔류 오스테나이트 강을 얻기 위한 수단으로서, 예컨대, 이하에 인용한 특허문헌14는 강도와 전체 연신율 사이의 밸런스가 우수한 강판을 개시하고 있다. 그 특허문헌14는 강판이 0.8∼2.5중량%의 Sol. Al을 포함하고 체적율로 적어도 5%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세 다각형 페라이트가 강판의 주상을 구성한다는 것을 교시하고 있다. 또한 특허문헌14는 그 특정 강판의 제조방법을 개시하고 있다. 이 종래기술에서는, 구멍확장률을 개선하기 위해서 강판의 주상으로서 미세 다각형 페라이트를 사용하고 있다. 이와 관련하여 주목하여야 할 점은 미세 다각형 페라이트가 Si 단독에 의해 고체-용액 강화되거나, 혹은 TiC 또는 NbC에 의해 석출 강화되고, 그 결과로 석출물이 강판의 표면에 용융 아연 도금을 도포하기 위한 재가열 단계시에 커지고 거칠어져 결정입자가 커지고 거칠어지는 어려움을 초래하여 강도와 구멍확장률을 저하시킨다는 것이다. 또한, 미세 다각형 페라이트를 얻기 위해서는, Ar₃-50℃∼Ar₃+100℃의 온도 영역에서 합계 압하율율 30% 이상으로 하여 마무리 압연기의 적어도 두 개의 후단 스탠드(Rear Stage Stand)의 롤(Rolls) 사이의 강판을 가열하는 것이 필요하다. 롤을 가열하여 마무리 압연기의 롤 사이의 강판을 가열하기 위해서 롤에 바로 전류를 공급하는 것이 가능하다. 그러나, 이 방법에서는, 특수 설비가 요구된다. 또한, 1,500KVA와 같은 대전력이 요구되어, 에너지 절감의 측면에서 더 개선할 여지가 있다.

[특허문헌1] 일본국 특개평 7-11382호 공보

[특허문헌2] 일본국 특개평 6-200351호 공보

[특허문헌3] 일본국 특개 2004-143518호 공보

[특허문헌4] 일본국 특개 2002-322539호 공보

[특허문헌5] 일본국 특개 2002-322540호 공보

[특허문헌6] 일본국 특개 2002-322541호 공보

[특허문헌7] 일본국 특개 2002-322543호 공보

[특허문헌8] 일본국 특개 2003-89848호 공보

[특허문헌9] 일본국 특개 2003-138343호 공보

[특허문헌10] 일본국 특개 2003-138344호 공보

[특허문헌11] 일본국 특개 2003-336455호 공보

[특허문헌12] 일본국 특개평 4-228538호 공보

[특허문헌13] 일본국 특개 2003-321738호 공보

[특허문헌14] 일본국 특개평 6-264183호 공보

본 발명은 상기한 실정을 감안하여 이루어진 것으로, 780MPa 이상의 고강도, 강도와 신장 플랜지성 사이의 양호한 밸런스, 고 항복비(YS/TS＞0.7), 강도와 균일 연신율 사이의 우수한 밸런스(TS×U·EL＞12,000), 및 양호한 도금 특성(일반적으로, Si＜0.5%의 조건이 절대적으로 요구되는 조건들 중의 하나이다)을 갖는 고강도 강판을 제공하는 데 있다.

본 발명은 고 항복비와 양호한 도금 특성을 유지하면서 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스를 개선하는 방법으로 강판의 조성과 조직을 최적화하기 위한 시도로 780MPa 이상의 강도를 갖는 고장력 강판에 관하여 예의 연구를 행하였던 바, 이하 의 지견(知見)을 얻는 것에 이르렀다.

(i) 강판이 페라이트상(相)과 베이나이트상(相)을 포함하는 복합 조직을 갖고 페라이트 입자가 Ti 및 Mo를 함유하는 미세 복합 탄화물 또는 Ti, Mo 및 V를 포함하는 미세 복합 탄화물에 의해 석출 강화되는 경우에는, 그 조직이 780MPa 이상의 고강도를 가지더라도 고 항복비, 양호한 연신율 및 신장 플랜지성을 얻을 수 있다.

(ii) 적당량의 오스테나이트상(相)이 고강도 강판을 유지할 수 있고 Si가 아닌 Al을 사용하고 고강도를 얻을 수 있게 하는 베이나이트상을 이용함으로써 도금 특성이 개선될 수 있다.

(iii)강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 상기 (i)과 (ii)의 조합에 의해 개선될 수 있다.

본 발명은 상기한 지견에 근거하여 이루어진 것으로, 이하의 발명 (1)∼(8)을 제공한다.

(1) 질량%로, C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

를 함유하고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물이 분산상태로 석출되어 있는 페라이트상에 더하여 베이나이트상과 잔류 오스테나이트상을 포함하는 적어도 세 개의 상으로 형성된 조직을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 전체 체적율이 80% 이상이고, 베이나이트상의 체적이 5∼60%이며, 잔류 오스테나이트상의 체적이 3∼20%인 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.

(2) 질량%로, C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

V: 0.05∼0.50%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

Ti, Mo 및 V를 포함하는 복합 탄화물이 분산상태로 석출되어 있는 페라이트 상에 더하여 베이나이트상과 잔류 오스테나이트상을 포함하는 적어도 세 개의 상으로 형성된 조직을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 전체 체적율이 80% 이상이고, 베이나이트상의 체적이 5∼60%이며, 잔류 오스테나이트상의 체적이 3∼20%인 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.

(3) 페라이트상에 존재하는 Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 또는 Ti, Mo 및 V를 포함하는 복합 탄화물은 탄화물 평균 입경이 30nm 이하인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 따른 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.

(4) 강판이 표면에 아연계 도금 코팅을 갖는 것을 특징으로 하는 (1)~(3)에 따른 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.

(5) 질량%로, C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판을 열간압연하는 단계, 및

상기 열간압연된 강판을 350℃∼580℃의 온도 영역에서 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.

(6) 질량%로, C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판을 열간압연하는 단계,

상기 열간압연된 강판을 30℃/s∼150℃/s의 평균 냉각속도로 권취온도까지 냉각하는 단계, 및

상기 냉각된 강판을 350℃∼580℃의 온도 영역에서 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.

(7) 질량%로, C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

상기 열간압연된 강판을 30℃/s 이상의 평균 냉각속도로 600℃∼750℃의 온도까지 냉각하는 단계,

상기 강판을 상기 온도 범위 내에서 1∼10초 동안 공냉(空冷)처리하는 단계,

상기 강판을 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 권취온도까지 냉각하는 단계, 및

(8) 상기 강판은 질량%로, V: 0.05∼0.50%를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (5) 내지 (7) 중 어느 하나에 따른 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.

(9) 상기 강판의 표면에 아연계 도금처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 (5) 내지 (8) 중 어느 하나에 따른 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.

이하, 본 발명을 금속조직, 화학조성 및 제조조건의 관점에서 더 상세하게 설명한다.

＜금속조직＞

이하에, 먼저 금속조직을 설명한다.

본 발명의 고강도 열연강판은 페라이트상, 베이나이트상 및 잔류 오스테나이트상의 세 개의 상을 포함하는 복합 조직을 갖는다. 이 복합 조직은 마르텐사이트상을 포함할 수도 있다. 본 발명의 강판에 있어서, 페라이트상은 Ti 및 Mo를 포함하는 복합 탄화물, 또는 Ti, V 및 Mo를 포함하는 복합 탄화물에 의해 강화된다. 이하에 상기 복합 조직의 특정 구성을 설명한다.

페라이트상과 베이나이트상의 전체 체적율은 80% 이상이고 베이나이트상의 체적율은 5∼60%이다.

일반적으로, 연신율과 신장 플랜지성이 우수한 페라이트상은 고강도를 얻기 위해 불리하다. 한편, 베이나이트상은 경질이고 고강도를 얻기 위해 유리하다. 단상의 경우에는, 베이나이트상은 또한 신장 플랜지성이 우수하다. 그러나, 베이나이트상과 페라이트상으로 이루어지는 복합상 조직으로 될 때, 연질 페라이트 상(Soft Ferrite Phase)과 경질 베이나이트상(Hard Bainite Phase) 사이의 계면에서 균열이 발생되어 신장 플랜지성을 현저하게 저하시킨다. 신장 플랜지성이 저하되는 것을 방지하기 위해서는, 페라이트상과 베이나이트상 사이의 경도차를 줄이는 것이 효과적이다. 상기한 경도차를 줄이기 위해서는, 페라이트상을, Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 또는 Ti, V 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물에 의해 강화시키는 것이 필요하다. 또한, 베이나이트 변태 중에 오스테나이트상(

상) 측으로의 탄소의 확산이 진행하므로,

상이 안정화되어 잔류

상의 형성을 일으킨다. 베이나이트상은 강도를 증가시키고 잔류

상을 형성하기 위해 반드시 필요한 것이다. 이하에 설명하는 바와 같이, Al은 오스테나이트상 중에 페라이트 형성과 탄소 확산을 촉진하여 잔류 오스테나이트상의 형성을 촉진한다. 이러한 효과들은 주로

→

의 변태 중에 발생된다. 안정성이 높은 잔류

상을 얻기 위해서는, 베이나이트 변태를 더 활용하여

상 측으로의 탄소의 확산을 촉진하는 것이 중요하다. 상황에 따라서는, 잔류

상을 3% 이상 양으로 얻기 위해서, Al 첨가 조건하에서도 베이나이트상의 체적율이 5% 이상인 것이 필요하다. 한편, 베이나이트의 체적율이 60%를 초과하면, 균일 연신율이 저하된다. 또한, 석출 강화되는 페라이트상과 베이나이트상의 체적율의 합이 80% 미만인 경우에는, 마르텐사이트상과 같은 제4의 상의 형성에 의해 구멍확장률이 저하된다. 이 상황하에서, 페라이트상과 베이나이트상의 체적율의 합은 80% 또는 그 이상으로 하며, 베이나이트상의 체적율은 5∼60%의 범위 내로 한다. 한편, 상술한 세 개의 상들 이외의 상을 특별히 규정할 필 요는 없다. 확실히 본 발명의 강판은, 예컨대 마르텐사이트상을 함유하는 것이 가능하다. 그러나, 세 개의 상들 이외의 추가적인 상, 예컨대 마르텐사이트상의 양은 가능한 한 적은 것이 바람직하다.

잔류

상의 체적율은 3∼20%이다.

잔류

상은 강판의 연신율을 현저하게 개선하는 소위, "트립효과(Trip effect)" 를 야기시킨다. 주목할 점은 잔류

상이 미세 석출에 의해 강화된 페라이트상과 베이나이트상 중에 3∼20%의 양으로 존재하면, 특히 균일 연신율 특성이 현저하게 개선된다. 잔류

상의 체적율이 3% 미만이면, 특정 효과를 충분히 얻는 것이 불가능하다. 또한, 체적율로 20% 초과하는 잔류

상을 얻기 위해서는, C 와 Al의 첨가량을 증가시키거나 혹은 열간압연 단계 후 냉각공정 중에 재가열을 행하는 것이 필요하다. 상황에 따라서는, 잔류

상의 체적율은 3∼20%의 범위 내로 한다. 한편, 잔류

상의 체적율은 X선 회절에 의해 측정될 수 있다.

Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 및, Ti, Mo 및 V를 함유하는 복합 탄화물:

Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 또는 Ti, Mo 및 V를 함유하는 복합 탄화물은 사용되어 왔던 TiC와 비교하여 미세하게 석출되므로 강판을 효과적으로 강화시킬 수 있다. Mo와 V의 탄화물 형성 경향이 Ti보다 저하되므로 Mo와 V가 고안정성으로 미세하게 존재하는 것이 가능하고, 이에 의해 강판의 가공성을 저하시키지 않는 적은 첨가량으로 강판을 효과적으로 강화시킬 수 있다고 이해하는 것이 타당한 것으로 여겨진다. 또한, 잔류

상의 3∼20%가 미세 복합 탄화물 입자들에 의해 강 화된 페라이트상과 베이나이트상에 존재하면, 특히 균일 연신율 특성이 현저하게 개선된다. 이렇게 강화된 페라이트상과 베이나이트상 사이의 경도차가 작으므로, 페라이트상과 베이나이트상이 고강도를 갖는 단상 조직처럼 행동하고, 그에 따라 트립효과가 잔류

상에 의해 그 조직 중에 생성된다고 이해하는 것이 타당한 것으로 여겨진다. 한편, Ti가 강한 탄화물 형성 경향을 발휘하므로, 석출물이 커지고 거칠어지게 되는 경향이 있어 강판이 Mo, 나아가서는 V를 함유하지 않는 경우에 강판의 강화에 미치는 효과를 저하시킨다. 상황에 따라서는, 강판의 요구된 강도를 얻어 연신율 특성을 저하시키기 위해 다량의 TiC가 석출되도록 하는 것이 필요하였다. 또한, 강판의 강도를 더 낮추기 위해 강판을 재가열할 때 Mo, 나아가서는 V를 함유하지 않는 복합 탄화물은 바로 커지고 거칠어지게 된다. 이러한 상황하에, Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 또는 Ti, Mo 및 V를 함유하는 복합 탄화물은 페라이트 중에 미세하게 분산된다.

복합 탄화물의 탄화물 평균 입경은 30nm 이하이다.

Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 또는 Ti, Mo 및 V를 함유하는 복합 탄화물은 TiC와 비교하여 미세하게 석출되는 경향이 있다. 탄화물 평균 입경이 30nm 이하인 경우에, 상기 복합 탄화물은 페라이트상의 강화에 더 효과적으로 기여하여 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스를 개선하고 신장 플랜지성을 개선하다. 한편, 평균 탄화물 입경이 30nm를 초과하는 경우에는, 강판의 균일 연신율과 신장 플랜지성이 저하된다. 상황에 따라서는, 복합 탄화물의 평균 입경은 30nm를 초과하지 않도록 규정된다.

[화학 조성]

이하에 화학 조성에 대하여 설명한다.

한편, 이하의 설명에서 사용된 "%" 표시는 "질량%"를 가리킨다.

C : 0.05∼O.25%

C는 강판에 고강도를 부여하기 위해 페라이트 매트릭스(Matrix)에 미세하세 석출되는, Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 또는 Ti, Mo 및 V를 함유하는 복합 탄화물을 형성한다. 또한, 오스테나이트상 중의 C 확산은 페라이트 변태 또는 베이나이트 변태 중에 발생하여 잔류상의 형성을 촉진한다. 그러나, C양이 0.05% 미만이면, 잔류

상은 형성되지 않아 연신율 특성을 저하시킨다. 반대로, C양이 0.25%를 초과하면, 잔류

상이 촉진되어, 신장 플랜지성이 열화한다. 이러한 관점에서, C양을 0.05∼0.25%의 범위 내로 규정한다.

Si : 0.5% 미만

Si는 고용 강화에 기여한다. 이러한 관점에서, 강은 Si 0.001% 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Si가 0.5%를 초과하는 양으로 첨가되면, 강판의 표면 특성이 손상되어 강판의 도금 특성이 저하된다. 이러한 관점에서, Si양은 0.5% 미만으로 한다.

Mn : 0.5∼3.0%

Mn은 세멘타이트 형성을 억제하여 오스테나이트상 중의 C 확산을 촉진하고 잔류

형성에 기여한다. 그러나, Mn 함유량이 0.5% 미만이면, 세멘타이트 형성을 억제하는 효과가 충분히 발휘되지 않는다. 또한, Mn 함유량이 3%를 초과하면, 편석(偏析)이 현저하게 나타나 강의 가공성을 저하시킨다. 이러한 관점에서, Mn 함유량은 0.5∼3.0%, 바람직하게는 0.8∼2%의 범위 내로 한다.

P : 0.06% 이하

P는 고용 강화를 촉진하는 데에 유효하고, 편석에 의해 강의 신장 플랜지성의 저하를 초래하며, 그래서 P양은 될 수 있는 한 많이 저감시킬 필요가 있다. 이러한 관점에서, P양은 0.06% 이하, 바람직하게는 0.03% 이하로 규정한다.

S : 0.01% 이하

S는 Ti 또는 Mn의 황화물을 형성하며, 그래서 Ti와 Mn의 유효량의 저감을 초래한다. 이러한 관점에서, S양은 될 수 있는 한 많이 저감할 필요가 있고, 그래서 S 함유량은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하로 규정한다.

Sol. Al :0.05∼3.0%

일반적으로, Al은 탈산재로서 사용된다. 그러나, 본 발명에서는, Al은 도금 특성을 열화시킴이 없이 잔류 오스테나이트의 형성을 촉진하기 위해 페라이트 형성과 오스테나이트상 중의 C 확산을 촉진하는 데에 사용된다. 그러나, Sol. Al의 형태의 Al양이 0.50% 미만이면, 잔류

형성을 촉진하는 충분한 효과를 얻을 수 없다. 한편, Sol. Al양이 3.0%를 초과하면, 주조 단계시에 표면 결함이 증대되어 연신율과 신장 플랜지성을 열화시킨다. 이러한 관점에서, Sol. Al 함유량은 0.50%∼3.0%의 범위 내로 한다. 또한, 강이 페라이트상, 베이나이트상 및 잔류

상의 세 개의 상들의 복합조직을 갖고 페라이트상이 Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 또는 Ti, Mo 및 V를 함유하는 복합 탄화물에 의해 강화되는 경우, Al 첨가는 Si 첨가에 비교하여, 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스의 개선을 가능케 한다.

N : 0.02% 이하

Ti와 결합되어 비교적 거친 질화물을 형성하고 이에 의해 유효 Ti양을 줄이는 N양은 될 수 있는 한 많이 저감될 필요가 있다. 이러한 관점에서, N 함유량은 0.02% 이하, 바람직하게는 0.010% 이하로 한다.

Mo : 0.1∼0.8%

Mo는 Ti 및 C와 결합하여 미세 석출물을 형성하기 위해 요구되고, 그래서 본 발명에서 중요한 원소 중 하나이아. Mo 함유량이 0.1% 미만인 경우, 미세 석출물은 충분할 만큼 다량으로 형성되지 않아 고안정성으로 780MPa 이상의 고강도를 얻는 것이 곤란하다. 한편, Mo가 0.8%를 초과하는 양으로 첨가되는 경우, Mo 첨가에 의해 발생되는 효과는 포화된다. 또한, 강 제조비용이 증대된다. 이러한 관점에서, Mo 함유량은 0.1∼0.8%, 바람직하게는 0.1∼0.4%의 범위 내로 한다.

Ti : 0.02∼0.40%

Ti는 Mo 및 Co와 결합하여 미세 복합 탄화물을 형성하기 위해 요구되고, 그래서 본 발명에서 중요한 원소 중의 하나이다. 그러나, Ti 함유량이 0.02% 미만이면, 복합 탄화물의 미세 석출물은 충분할 만큼 다량으로 형성되지 않아 고안정성으로 780MPa 이상의 고강도를 얻는 것이 곤란하다. 한편, Ti가 0.4%를 초과하는 양으로 첨가되는 경우, 형성된 복합 탄화물은 거칠어지게 되어 강판의 강도를 저하시킨다. 이러한 관점에서, Ti 함유량은 0.02∼0.4%, 바람직하게는 0.04∼0.30%의 범 위 내로 한다.

V : 0.05∼0.50%

V는 Ti 및 Mo와 함께 미세 복합 탄화물을 형성하는 데에 유효하고, 그래서 본 발명에서 중요한 원소 중의 하나이다. V를 첨가하지 않는 경우, 미세 복합 탄화물 입자는 주로 TiMoC₂의 형태로 석출된다. 그러나, V가 첨가되면, 미세 복합 탄화물 입자는 주로 (Ti, V)MoC₂의 형태로 석출된다. 그 결과, 미세 복합 탄화물은 더 많은 양으로 분산되어 석출되며, 이는 강의 강도를 증대시키는 대에 매우 효과적이다. V 첨가는 980MPa 이상의 고강도를 갖는 강판을 얻는 데에 유효하다고 말할 수 있다. 또한, V의 탄화물은 비교적 저온에서 용해될 수 있고, 그래서 V는 슬래브(slab)의 재가열 단계시에 쉽게 용해된다. 강의 강도가 Ti 및 Mo를 단독으로 사용하는 경우에 비교하여 더 용이하게 증대될 수 있다고 말할 수 있다. 그러나, V 함유량이 0.05% 미만이면, 미세하게 분산된 복합 탄화물의 양은 충분할 만큼 증가되지 않는다. 한편, V 첨가량이 0.50%를 초과하는 경우, 복합 탄화물은 커지고 거칠어져서 강의 강도를 저하시킨다. 이러한 관점에서, V 첨가량은 0.05∼0.50%, 바람직하게는 0.1∼0.40%의 범위 내로 한다.

[제조조건]

이하, 본 발명에 이용된 제조조건(열간압연조건)에 대하여 설명한다.

본 발명의 강판은 상술한 화학조성을 갖는 슬래브를 열간압연함으로써 제조될 수 있다. 해당 분야에 일반적으로 공지된 모든 강 제조방법은 본 발명의 강판 을 제조하는 데에 사용될 수 있고, 그래서 상기 강 제조방법은 한정될 필요는 없다. 예컨대, 용융단계시에 컨버터(Converter) 또는 전기로(Electric Furnace)를 사용하고, 이어서 진공탈가스로(Vacuum Degassing Furnace)를 사용함으로써 2차 정련을 실시하는 것이 적절하다. 주조방법에 대하여는, 생산성과 생산 품질의 관점에서 연속주조방법을 사용하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 용강(Molten Steel)을 주조하고, 주조된 강을 실온까지 1회 냉각하고, 재가열하여 강을 열간압연하는 단계를 포함하는 통상의 공정을 사용하는 것이 가능하다. 또한, 주조 직후의 강 또는 추가 열을 부여하기 위해 주조후에 더 가열된 강을 열간압연하는 직접 압연공정을 사용하는 것이 가능하다. 이들 어느 경우에서도, 본 발명의 효과를 해치지 않는다. 또한, 열간압연시에, 조압연(Rough Rolling) 후 및 마무리 압연(Finish Rolling) 전에 가열을 실시하거나, 조압연단계 후 압연재를 접합함으로써 연속열간압연을 실시하거나, 또는 압연재의 가열과 연속압연을 실시하는 것이 가능하다. 이들 어느 경우에서도, 본 발명의 효과를 해치지 않는다. 한편, 탄화물을 용해하기 위해서는 슬래브의 가열온도를 1200∼1300℃의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 또한, 압연의 하중을 낮추고 표면 특성을 확보하기 위해서 열간압연공정에서의 마무리 압연의 온도가 800℃ 미만인 것이 바람직하다. 또한, 입자 정련을 위해 마무리 압연온도가 1050℃ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명의 강판에서, 잔류

의 생성을 촉진하기 위해 베이나이트 변태를 활용하며, 강판의 강도를 개선하기 위해 베이나이트상을 활용한다. 베이나이트상을 생성하기 위해서 열간압연공정 후의 권취온도를 350℃∼580℃의 범위 내로 설정하는 것이 바람직하다. 권취온도가 580℃를 초과하면, 권취공정 후에 세멘타이트가 석출된다. 반대로, 권취온도가 350℃ 미만이면, 마르텐사이트상이 생성되어 균일 연신율을 열화시킨다. 열연강판을 350℃∼580℃의 온도 영역, 바람직하게는 400℃∼530℃의 영역 내에서 권취하는 것이 적당하다고 말할 수 있다. 한편, 상술한 본 발명의 미세조직을 얻기 위해서는, 열간압연단계 후의 강판을 30℃/s∼150℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 열간압연단계 후의 평균 냉각속도가 30℃/s 미만이면, 페라이트상에 함유된 페라이트 입자와 복합 탄화물 입자가 커지고 거칠어져서 강판의 강도를 저하시킨다. 그러므로, 평균 냉각속도는 30℃/s d이상인 것이 바람직하다. 열간압연단계 후의 평균 냉각속도가 150℃/s 보다 더 높으면, 페라이트 입자와 탄화물을 생성하는 것이 곤란하다. 그러므로, 평균 냉각속도는 150℃/s 이하인 것이 바람직하다.

또한, 냉각공정은 열연강판을 600℃∼750℃의 영역 내의 온도 영역까지 냉각하고, 그 강판을 600℃∼750℃의 온도 영역 내에서 1∼10초간 공냉하고, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 권취온도까지 더 냉각하고 나서, 350℃∼580℃의 온도 영역에서 강판을 권취하는 단계를 포함하는 것이 바람직하다. 이러한 특정의 냉각공정은 상술한 본 발명의 미세조직을 용이하게 얻을 수 있게 한다. 주목할 점은, 열간압연단계 후의 평균 냉각속도가 30℃/s 미만이면, 페라이트상에 함유된 페라이트 입자와 복합 탄화물 입자가 커지고 거칠어져서 강판의 강도를 저하시킨다는 것이다. 또한, 공냉이 600℃∼750℃의 온도 영역에서 1∼10초간 실시되면, 페라이트 변태를 촉진하고, 미변태된

로의 C 확산을 촉진하며, 형성된 페라이트에 Ti-Mo 또는 Ti-Mo-V를 함유하는 복합 탄화물의 미세 석출물을 촉진하는 것이 가능하다. 공냉이 750℃를 초과하면, 석출물이 커지고 거칠어져서 강판의 강도가 저하된다. 한편, 공냉이 600℃ 미만이면, 복합 탄화물은 충분할 만큼 석출되지 않아 강판의 강도가 저하된다. 또한, 공냉시간이 1초 미만이면, 복합 탄화물은 충분할 만큼 석출되지 않는다. 한편, 공랭시간이 10초보다 길면, 페라이트 변태는 과도하게 진행하여, 베이나이트상을 5% 이상의 양으로 얻을 수 없게 된다. 또한, 공냉단계 후의 평균 냉각속도가 10℃/s 미만이면, 펄라이트가 형성되어 신장 플랜지율이 저하된다.

한편, 열간압연단계 후의 냉각속도 및 공냉단계 후의 냉각속도에 관한 상한은 본 발명에서 특정되지 않는다. 그러나, 열간압연단계 후의 냉각속도가 700℃/s 이하이고 공냉단계 후의 냉각속도가 200℃/s 이하인 것이 바람직하다.

한편, 강판의 표면상에 아연계 도금 코팅(Coating)을 형성하기 위해 본 발명의 강판에 용융도금(Hot Dipping) 또는 전기아연도금(Electric Galvanising) 등의 도금처리를 하는 것이 가능하다. 물론, 본 발명의 고강도 강판은 상술한 도금처리에 의해 강판의 표면상에 아연계 도금 코팅을 형성함으로써 얻어진 아연도금 강판을 포함한다. 또한 강판의 표면에 화학처리를 하는 것도 가능하다.

본 발명의 고강도 강판이 양호한 가공성을 발휘하므로, 아연도금장치의 도금 코팅이 표면상에 형성되어 있더라도 강판은 양호한 가공성을 유지한다. 한편, 상술한 아연계 도금은 아연 도금 및 아연에 기초한 도금을 가리킨다. 이 도금은 아 연에 가하여 Al 및 Cr 등의 합금원소를 포함하는 것이 가능하다. 한편, 표면상에 형성된 아연도금 코팅을 갖는 강판의 경우, 강판의 도금면에 합금화 처리를 하는 것이 가능하다. 용융아연에 용융도금에 의한 도금처리를 하는 경우에 도금단계 전에 어닐링(Annealing) 처리를 하게 될 때, 가열온도가 450℃ 미만이면 강판의 표면상에 아연을 도금하지 않는다. 한편, 어닐링 온도가 Ac₃을 초과하면 강판의 균일 연신율은 저하되는 경향이 있다. 이러한 관점에서, 가열온도는 450℃∼Ac₃의 영역 내로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판에 있어서, 흑색 표피면을 갖는 강판과 산으로 세정한 후의 강판과의 사이의 특성의 차이는 없다. 일반적으로 사용된 조질압연(Temper Rolling)이 적용되는 한, 본 발명에서 조질압연은 특별히 한정되지는 않는다. 또한, 산세(Picking) 후에 아연도금을 하는 것이 바람직하다. 그러나, 산으로 세정한 후에도 용융금속에 용융도금에 의해 아연계 도금처리를 하거나 또는 흑색 표피면을 갖는 강판에 도금처리를 하는 것은 가능하다.

실시예

표 1a, 1b에 나타난 화학조성들을 갖는 슬래브를 여러 가지의 온도로 가열한 후에, 열간압연하여 각각 2.0mm 두께의 열연강을 얻었다. 열연강판의 제조시, 가열온도, 마무리 압연온도, 냉각속도 및 권취온도를 변경하였다. 열연강판을 산세하고 나서 시료를 조제하였다. 신장 플랜지성의 기준(Criterion)을 제공하는 구멍확장률

를 얻기 위해서, 강판으로부터 130mm 평방 크기의 강 시료를 절단한 후 에, 드릴링(Drilling)에 의해 시료에 10mmφ 절단구멍을 형성하였다. 다음에, 60°의 원추형 펀치(Punch)를 아래로부터 밀어 올려 균열이 강판을 관통하였을 때 구멍직경 d를 측정하였다. 구멍확장률

를 이하의 식에 의해 계산하였다.

(%) = 100·(d-10)/10

JIS 5 인장강도 시험편을 압연방향으로부터 90°의 방향으로 취하고 시험편에 인장강도 시험을 함으로써 기계 특성을 얻었다. 복합 탄화물에 함유된 Ti, Mo 및 V의 양과 같은 복합 탄화물의 조성을 결정하기 위해, 강판으로부터 박막시료를 조제하여, 투과전자현미경(TEM)의 에너지분산형 X선 분광장치(EDX)에 의해 조성을 결정하였다. 또한, 복합 탄화물의 평균 입자 크기를 결정하기 위해, 100개 이상의 페라이트 입자를 200,000의 관찰 배율로 관찰하였고, 그 직경은 개별적인 복합 탄화물의 면적에 근거하여 이미지 처리에 의해 대응하는 원호의 직경으로 전환하였다. 또한, 그 전환에 의해 얻어진 직경을 평균하여 복합 탄화물의 입자 크기를 얻었다. 광학현미경과 주사전자현미경(SEM)을 사용함으로써 미세조직을 확인하여 페라이트의 면적 백분율과 베이나이트의 면적 백분율을 얻었다. 페라이트의 면적 백분율과 베이나이트의 면적 백분율은 페라이트의 체적 백분율과 베이나이트의 체적 백분율로서 사용되었다. 또한, X선 회절에 의해 잔류

의 양(체적 백분율)을 얻었다.

또한, 연속 아연도금 라인을 사용함으로써 Ac₃ 이하인 680℃의 가열온도와 560℃의 합금화 온도에서 60초간 유지되는 조건하에 강 A, J, L 및 AA의 부품에 합금화 아연도금을 처리하였다. 도금층의 외관과 도금의 접착성을 평가하기 위해, 180°굽힘시험을 JIS Z 2248에 근거하여 실시한 후에, 굽힘부에 테이프(니토 카코 가부시키가이샤(Nitto Kako K.K)제 Dunplonpro No.375)를 부착하고, 이어서 테이프를 박리하여 그 테이프의 박리 후의 표면상태를 시각적으로 관찰하였다. 전혀 박리되지 않은 도금층을 갖는 시료를 "양호" 라고 평가하였고, 육안에 의해 박리가 인식될 정도로 박리된 도금층을 갖는 시료를 "불량" 이라고 평가하였다.

표 2a, 2b, 2c는 제조조건을 나타내고, 표 3은 열간압연 및 산세 후의 강판 시료의 특성을 나타내며, 표 4a, 4b, 4c는 아연도금 후의 강판 시료의 특성을 나타낸다. 실험적인 데이타로부터 명백한 바와 같이, 발명예들의 어느 것도 비교예들과 비교하여 고항복비(YS/TS)를 나타낸다는 것을 알았고, 또한 신장과 균일 연신율 사이의 밸런스, 신장 플랜지성 및 도금 특성이 우수하다는 것도 알았다. 반대로, 적어도 한 가지 조건에서 본 발명의 범위 내에 있지 않은 비교예들에 대한 강판 시료는 고항복비, 신장과 균일 연신율 사이의 양호한 밸런스, 양호한 신장 플랜지성 및 양호한 도금 특성을 포함하는 모든 특성을 동시에 만족하지 못하였다는 것을 알았다.

본 발명은 예컨대, 자동차용 강판으로서의 용도를 포함하는 각종의 분야에 사용되는 고강도 열연강판을 제공한다.

본 발명에 의하면, 780MPa 이상의 강도를 갖고 고항복비, 강도와 균일 연신율 사이의 우수한 밸런스 및 강도와 신장 플랜지성 사이의 양호한 밸런스 외에 양호한 도금 특성을 발휘할 수 있다.

Claims

질량%로,

C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물이 분산상태로 석출되어 있는 페라이트상에 더하여 베이나이트상과 잔류 오스테나이트상을 포함하는 적어도 세 개의 상으로 형성된 조직을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 전체 체적율이 80% 이상이고, 베이나이트상의 체적율이 5∼60%이며, 잔류 오스테나이트상의 체적율이 3∼20%인 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.
질량%로,

C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

V: 0.05∼0.50%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

Ti, Mo 및 V를 포함하는 복합 탄화물이 분산상태로 석출되어 있는 페라이트상에 더하여 베이나이트상과 잔류 오스테나이트상을 포함하는 적어도 세 개의 상으로 형성된 조직을 갖고, 페라이트상과 베이나이트상의 전체 체적율이 80% 이상이고, 베이나이트상의 체적율이 5∼60%이며, 잔류 오스테나이트상의 체적율이 3∼20%인 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

페라이트상에 존재하는 Ti 및 Mo를 함유하는 복합 탄화물 또는 Ti, Mo 및 V를 포함하는 복합 탄화물은 탄화물 평균 입경이 30nm 이하인 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

강판이 표면에 아연계 도금 코팅을 갖는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.
제3항에 있어서,

강판이 표면에 아연계 도금 코팅을 갖는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판.
질량%로,

C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판을 열간압연하는 단계, 및

상기 열간압연된 강판을 350℃∼580℃의 온도 영역에서 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.
질량%로,

C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판을 열간압연하는 단계,

상기 열간압연된 강판을 30℃/s∼150℃/s의 평균 냉각속도로 권취온도까지 냉각하는 단계, 및

상기 냉각된 강판을 350℃∼580℃의 온도 영역에서 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.
질량%로,

C: 0.05∼0.25%,

Si: 0.5% 미만,

Mn: 0.5∼3.0%,

P: 0.06% 이하,

S: 0.01% 이하,

Sol. Al: 0.50∼3.0%,

N: 0.02% 이하,

Mo: 0.1∼0.8%,

Ti: 0.02∼0.40%

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강판을 열간압연하는 단계,

상기 열간압연된 강판을 30℃/s 이상의 평균 냉각속도로 600℃∼750℃의 온도까지 냉각하는 단계,

상기 강판을 상기 온도 범위 내에서 1∼10초 동안 공냉(空冷)처리하는 단계,

상기 강판을 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 권취온도까지 냉각하는 단계, 및

상기 냉각된 강판을 350℃∼580℃의 온도 영역에서 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제6항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 강판은 질량%로, V: 0.05∼0.50%를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제6항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 강판의 표면에 아연계 도금처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제9항에 있어서,

상기 강판의 표면에 아연계 도금처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 강도와 균일 연신율 사이의 밸런스가 우수한 고강도 강판의 제조방법.