KR100957966B1

KR100957966B1 - 드로잉성과 연신율이 우수한 고장력 복합조직형냉간압연강판, 용융도금강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100957966B1
Application number: KR1020070138534A
Authority: KR
Inventors: 한성호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2007-12-27
Filing date: 2007-12-27
Publication date: 2010-05-17
Also published as: KR20090070505A

Abstract

본 발명은, 중량%로, 탄소(C): 0.01~0.03%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.01~0.06%, 황(S): 0.015% 이하, 알루미늄(Al): 0.02~0.08%, 질소(N): 0.003% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.5% 이하, 보론(B): 0.0005~0.0015% 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며, 상기 Mo 및 Mn 사이에는 Mo/Mn: 0.15~0.6의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판 또는 상기 냉간압연강판의 표면에 용융도금처리가 이루어진 것을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판을 제공한다. 또한, 이러한 강판을 고온권취에 의하여 제조하는 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면 복합조직강의 장점인 저항복비, 고 가공경화성은 물론, 연신율이 매우 우수하고 또한 평균 r값을 1.2이상 확보할 수 있는 인장강도 440~490MPa급 복합조직형 고강도 냉간압연강판, 용융도금강판 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.

냉간압연강판, 용융도금강판, 복합조직형, 고온권취, 마르텐사이트

Description

드로잉성과 연신율이 우수한 고장력 복합조직형 냉간압연강판, 용융도금강판 및 그 제조방법{High Tension Multiphase Cold-Rolled Steel Sheet, Hot-Dip Coated Steel Sheet having Excellent Deep-Drawability and Elongation Property and Manufacturing Method Thereof}

본 발명은 자동차의 내외판재에 사용되고 있는 냉간압연강판 및 용융도금용 고장력 냉간압연강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연신율이 32% 이상, 바람직하게는 34% 이상이며 동시에 딥드로잉성을 나타내는 r값이 1.2이상인 인장강도 440~490MPa급 복합조직형 고강도 냉간압연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

최근 환경 보전의 측면에서 CO₂의 배출량을 규제하기 위해 자동차의 연비개선에 대한 요구가 점차 증가하고 있다. 또한 자동차의 충돌시 승객의 안전을 확보하기 위해 자동차 차체의 충돌특성을 중심으로 한 안전성 향상도 요구되고 있다. 이와 같이 자동차 차체의 경량화 및 강도 향상의 두가지 방향으로 기술개발이 진행되고 있 는 실정이다.

자동차 차체의 경량화와 강도의 향상을 동시에 만족시키기 위해서는 부품의 강성을 저해하지 않는 범위에서 부품소재를 고강도화시키고 아울러 강판 두께를 줄이는 것에 의한 경량화가 가장 바람직할 것이며, 최근에도 이러한 방향으로 강재에 관한 연구가 지속되고 있다.

경량화 효과는 사용되는 강판의 인장강도가 증가할수록 증가되므로 자동차업계에서는 고강도강판을 채용하고자 하는 노력이 지속적으로 이루어지고 있으며, 최근에는 인장강도 490MPa급 복합조직강까지 외판재 판넬에 적용되고 있다.

또한, 강판을 소재로 하는 자동차 부품의 대부분은 프레스가공에 의해 성형되기 때문에 높은 강도와 함께 우수한 프레스 성형성도 요구되는데, 프레스 성형성을 개선하기 위한 방법으로는 부품에 따라 다소 차이는 있지만 통상 스크레칭성과 딥드로잉성의 개선이 필요하다.

종래에 알려진 고강도화를 통해 스트레칭성을 개선시킬 수 있는 방법으로는 강판을 복합조직화시키는 방법이 있다. 복합조직강은 강중에 연질인 페라이트와 경질인 마크텐사이트의 2상으로 구성되어 항복강도가 낮고 가공경화율이 높아 우수한 스트레칭성을 가진다는 장점이 있다. 그러나 고강도의 강판은 일반적으로 강도가 증가할 수록 일반적인 연질의 강판에 비해 딥드로잉성이 떨어지기 쉽기 때문에 이러한 성형성 열화를 방지하기 위해서는 딥드로잉성의 평가지표인 r값을 일정수준 이상으로 상향시킬 수 있는 방법이 필요하다.

일반적으로 고r치를 가지면서 고강도화를 하는 방법으로는, 극저탄소강에 Ti, Nb 등의 탄질화물 형성원소를 첨가한 후 Si, Mn, P 등의 고용강화원소를 첨가하는 방법이 알려져 있다. 그러나 이러한 극저탄소 고강도강판은 고강도화에 따라 항복강도가 동시에 상승하여 프레스 성형성이 열화될 수 있으며, 또한 Mn, P, Si 등의 원소첨가에 의하여 도금성 열화문제도 발생할 수 있다.

따라서 최근에는 이러한 문제를 해결하기 위해 복합조직강의 우수한 장점을 유지하면서 동시에 r값를 확보하고자 하는 노력들이 진행되고 있다.

전술한 바와 같이 고강도강판에서 r값을 개선시키기 위한 방법으로는 극저탄소강에 Ti, Nb 등의 탄질화물 형성원소를 첨가하여 강중 고용원소를 완전히 제거시킨후 Si, Mn, P 등의 고용강화원소를 첨가하는 방법이 알려져 있는데, 일본 특개소 56-139654호의 경우 C 0.002-0.015%, Nb:C%*3~C%*8+0.02%, Si 1.2%이하, Mn 0.04~0.8%, P 0.03~0.1%의 조성을 가지는 인장강도 340~440MPa급 비시효성 고강도 냉간압연강판을 이용하여 평균 r값 1.7을 제조하는 방법을 기술하고 있다.

그러나 상기와 같이 극저탄소강을 소재로 고용강화원소를 첨가하는 기술에서는 인장강도 440MPa이상을 제조할려고 할 경우 합금원소 첨가량이 많아져 표면외관상의 문제 뿐만 아니라 도금성의 열화 2차 가공취성 열화 등의 여러가지 문제가 발생할 수 있다. 또한, 다량의 고용강화성분을 첨가하면 r값이 오히려 떨어지는 문제가 발생할 가능성이 있다. 또한, 탄소함량을 0.01% 이하의 극저탄소역으로 감소시키기 위해서는 제강에서 진공 탈가스 공정을 해야 하며, 이로 인한 제조과정에서의 CO₂ 가스의 다량발생, 제조원가 상승 등의 여러 문제가 발생할 수 있다.

이러한 문제를 해결하기 위해 대안으로 제시된 고강도강판이 복합조직형 고강도강판이다. 그러나 이러한 복합조직강은 강중에 존재하는 경질의 마르텐사이트에 의해 r값이 열화될 수 있다는 문제가 있다. 일반적으로 복합조직강에서 얻을 수 있는 r값은 약 1.0 수준인데, 이는 드로잉성이 전혀 없다는 것을 의미한다. 그러나 복합조직강은 드로잉성의 열화외에 다른 모든 특성들은 매우 우수하므로, 이를 해결하기 위해 노력들이 1980년 이후부터 지속적으로 진행되어 왔으며, 특히 2000년대 들어서 이러한 노력들이 급속히 진행되고 있다.

특공소 55-10650호에는 저탄소강을 냉간압연후 재결정온도~Ac₃ 변태점의 온도에서 상소둔하고, 그 후 복합조직강의 제조를 위해 700~800℃에서 가열후 템퍼링하는 방법이 제시되어 있다. 그러나 이러한 방법은 상소둔후 연속소둔의 2회 소둔을 행함 으로 인해 제조비용이 증가한다는 문제가 있다.

또한 특개소 55-100934의 기술은 고r치를 얻기 위해 냉간압연후 상소둔을 행하고, 이때의 온도를 페라이트-오스테나이트의 2상역으로 하고, 그 뒤 연속소둔을 행하는 것이다. 이 기술에서는 상소둔공정에 의해 페라이트상으로부터 오스테이트에 Mn을 농화시키고, 그 뒤의 연속소둔에 의해 Mn농화상을 우선적으로 오스테나이트상으로 변화시킴으로써 다음공정인 냉각과정에서 복합조직을 얻는 기술이다. 그러나 이러한 방법은 상소둔공정에서의 Mn농화를 위해서 비교적 고온으로 장시간의 소둔작업이 필요하고, 또한 공정수가 많아 제조비용 측면에서 경제성이 떨어질 뿐만 아니라 강판간의 밀착, 템퍼색(temper color)발생 및 노체 내 덮개(cover)의 수명저하 등의 문제들이 발생할 가능성이 있다.

복합조직강에서 r값을 향상시키기 위해 최근에 개발된 기술로는 특공평 1-35900호에서는 적정 탄소함유량과 V함유량의 적정화를 도모함으로써 r값을 개선하는 기술이 제시되어 있다. 즉 재결정 소둔전에 강중의 탄소를 V계 탄화물로 석출시켜 고용탄소를 가능한 감소시켜 고r치를 도모하고, 그 이후 페라이트-오스테나이트의 2상영역에서 가열함으로써 다시 V계 탄화물을 용해시켜 오스테나이트내의 탄소함량을 증가시켜 냉각을 통해 마르텐사이트상을 확보하는 것이다. 그러나 V는 매우 고가이므로 제조비용의 현저한 상승을 초래하며, 또한 열연판중에 생성된 VC는 냉간압연시 변형저항을 높여 기기의 트러블이 발생할 가능성이 크다.

또한 특개 2003-64444호의 경우 소정의 탄소를 함유하고 평균 r값이 1.3이상이며, 조직중에 베이나이트, 마르텐사이트, 오스테나이트중 1종이상이 총 3%이상 가지는 고강도강판을 얻는 것으로서. 그 제조방법은 냉간 압연율을 30-95%로 하고 뒤이어 Al과 N의 클러스터나 석출물을 형성시킴으로써 집합조직을 발달시키는 것이다. 그러나 이러한 방법은 냉간압연후 양호한 r치를 얻기 위한 소둔공정과 변태조직을 만들기 위한 열처리를 각각 필요로 하기 때문에 생산성이 열화하며, 또한 얻어지는 조직의 2상분율이 비교적 높아 우수한 강도-연성 밸런스를 안정적으로 확보하는 것이 어렵다.

본 발명은 상술한 문제점들을 해결하고 딥드로잉성 및 연신율이 우수한 복합조직강을 제공하기 위하여 복합조직강 제조에 필수적인 Mo를 이용한 강화효과와 더불어 Mo계 탄화물을 이용하여 복합조직강의 장점인 저항복비, 고 가공경화성은 물론, 연신율이 매우 우수하고 또한 평균 r값을 1.2이상 확보할 수 있는 인장강도 440~490MPa급 복합조직형 고강도 냉간압연강판의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명은, 중량%로, 탄소(C): 0.01~0.03%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.01~0.06%, 황(S): 0.015% 이하, 알루미늄(Al): 0.02~0.08%, 질소(N): 0.003% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.5% 이하, 보론(B): 0.0005~0.0015% 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며, 상기 Mo 및 Mn 사이에는 Mo/Mn: 0.15~0.6의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판 또는 상기 냉간압연강판의 표면에 용융도금처리가 이루어진 것을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판을 제공한다.

나아가 본 발명은, 중량%로, 탄소(C): 0.01~0.03%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.01~0.06%, 황(S): 0.015% 이하, 알루미늄(Al): 0.02~0.08%, 질소(N): 0.003% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.5% 이 하, 보론(B): 0.0005~0.0015% 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며, 상기 Mo 및 Mn 사이에는 Mo/Mn: 0.15~0.6의 관계가 성립하는 강 슬라브에 대하여,

1200℃ 이상으로 재가열하는 단계, 900~950℃에서 열간마무리 압연을 하는 단계, 700~750℃에서 고온권취를 하는 단계, 70~80% 압하율로 냉간압연하는 단계, 800~850℃에서 연속소둔하는 단계 및 1.0% 이하의 압하율로 조질압연하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판의 제조방법 또는 여기에 용융도금처리 단계를 추가적으로 포함하는 복합조직형 용융도금강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 강판은 페라이트 조직을 기지 조직으로 하며, 마르텐사이트 분율이 2~5%인 복합조직을 가지며, 상기 마르텐사이트 조직 입자의 평균크기는 2.2㎛ 이상일 수 있다. 나아가 본 발명의 강판은 연신율이 32% 이상이고 인장강도가 440~490MPa로서 높은 강도와 가공성을 아울러 확보할 수 있다.

일반적으로 냉간압연강판에서 r값을 향상시키기 위해서는 냉간압연후 재결정 소둔전에 잔존하는 고용탄소나 질소를 가능한 감소시키거나 또는 열연판 조직을 미세화시킴으로써 {111} 재결정 집합조직을 발달시키는 방법이 사용되었다.

그러나 복합조직강판에서 마르텐사이트의 형성을 위해서는 강중에 일정량의 고용탄소가 반드시 필요하다. 그러나 이러한 탄소에 의해 소둔시 {111} 집합조직이 열화하게 되어 r값이 낮아지는 문제가 발생한다.

하지만, 이에 대하여 본 발명자가 연구를 거듭한 결과, 복합조직강에 있어서 모상인 페라이트의 {111} 재결정 집합조직의 저하를 최소화시키면서 마르텐사이트량을 적절하게 유지시킬 수 있다는 사실을 발견하였다. 즉, 종래의 복합조직강판보다 탄소함량이 약 0.01~0.03%으로 다소 낮은 범위의 강에 Mn과 Mo의 함량을 적절히 제어함으로써 일정량의 마르텐사이트와 페라이트를 확보할 수 있고, 이를 통해 우수한 연신율 뿐만아니라 r값에 지배적인 {111} 재결정 집합조직을 일정수준 확보할 수 있게 되었다.

도 1 및 도 2는 탄소함량이 0.015% 및 0.03%인 강에서 Mn의 함량 및 Mo의 함량을 동시에 변화시키면서 이에 따른 인장강도, 연신율 및 r값의 변화를 나타낸 것이다. 도 1 및 도 3에서 나타났듯이, 탄소함량이 0.015% 및 0.03%인 첨가강 모두 Mo의 함량이 증가함에 따라 인장강도와 r값이 증가하는 반면 연신율이 감소하고 있었다. 또한, Mn함량이 증가함에 따라 강도는 증가하지만 연신율과 r값이 점차 감소하는 것을 알 수 있었다.

이러한 결과로 볼 때 Mo는 강도를 증가시키는 역할도 하지만 이와 더불어 r값도 함께 증가시키는 역할도 한다는 것을 알 수 있었다. 또한 이러한 결과를 통해 볼 때 임의의 강도수준에서 적정 수준의 연신율과 r값을 확보할 수 있는 최적의 Mn 및 Mo함량의 조건이 존재한다는 사실을 알 수 있다.

이에 도 1 및 도 2의 결과를 바탕으로 Mo와 Mn의 상관성을 분석한 결과 성형성 개선을 위한 Mo/Mn 원자비의 관계를 얻을 수 있었다. 도 3은 이러한 Mo/Mn 원자비 변화에 따른 r값의 변화를 나타낸 것으로서 Mo/Mn 원자비의 증가에 따라 r값은 증가하다가 임계의 기준점으로 초과할 경우 다시 감소하는 것을 알 수 있다.

이 경우, r값을 최대로 얻을 수 있는 Mo/Mn의 비는 0.4 정도였으며 복합조직강에서 적정 변태조직과 최소 1.2 이상의 r값을 확보하기 위해서는 Mo/Mn 원자비를 0.15~0.6 범위에서 관리할 필요가 있음을 알 수 있었다. Mo/Mn 비가 0.15 미만에서는 Mo의 함량이 낮거나 Mn의 함량이 높다는 의미가 되며, Mn의 함량이 증가하게 되면 강도는 증가하지만 연신율과 r값이 동시에 저하하는 문제가, 그리고 Mo함량이 감소하게 되면 연신율은 증가하지만 r값이 감소하는 문제가 각각 존재하므로 그 비율을 제어할 필요가 있다. 또한 Mo/Mn 원자비가 0.6을 초과하게 되면 과도한 Mo 첨가에 의해 변태조직의 양이 증가하게 되므로 오히려 r값이 감소하는 현상을 나타나게 된다. 따라서 이러한 문제점들을 해결하기 위해 인장강도 440~490MPa급의 강판을 제조하고자 하는 본 발명강에서의 Mo/Mn의 원자비의 조건은 0.15~0.6이었다.

도 3의 결과에서 알 수 있듯이, 복합조직강에서 r값을 개선하기 위해서는 Mo의 역할이 매우 중요하다. 따라서 본 발명자는 r값에 미치는 Mo의 영향을 확인하고자 여러가지 실험들을 수행한 결과 다음과 같은 결론을 얻을 수 있었다.

즉 본 발명자가 Mo의 영향을 조사하기 위해 냉간압연후 진행하는 연속소둔공정의 각 단계별로 열처리, 즉 승온-균열-서냉-급냉등에 대해 각 단계별로 석출물을 관찰한 결과 열연판상태에서 존재하던 Mo계 탄화물이 열처리의 승온단계에서 재용해되는 것을 발견할 수 있었다. 본 발명자의 실험에 의해 나타난 Mo계 탄화물이 재용해되는 온도는 대략 페라이트가 재결정이 진행되고 있는 임의의 온도였으며, 이러한 현상의 결과로 Mo계 탄화물이 페라이트의 재결정초기에 고용탄소를 고정함으로써 탄소에 의한 재결정 집합조직의 열화를 어느정도 방지할 수 있다는 결론에 도달하게 되었다.

즉 열연판상태에서 존재하던 Mo계 석출물이 {111} 집합조직이 형성되는 소둔 재결정초기에는 존재하여 강중 고용탄소를 일정부분 고정시켜 주기 때문에 {111} 집합 조직이 발달하게 되며, 그 이후 고온에 의해 다시 용해되어 마르텐사이트 형성에 필요한 고용탄소량을 충분히 확보해줄 수 있는 것이다.

본 발명강에서 Mo가 r치 개선에 영향을 주는 메커니즘과 Mo계 탄화물의 열역학적인 거동을 나타낸 형태는 도 4에 잘 나타나 있다. 본 발명자의 실험에 의해 나타난 Mo계 탄화물의 거동을 확인하고자 Mo계 석출물을 열역학적으로 해석해본 결과, 도 4에서 보는 바와 같이 Mo계 탄화물의 석출온도가 680℃으로 재결정 집합조직이 발달하는 초기온도이상이기 때문에 r치의 개선을 도모할 수 있음을 알 수 있었다. 그러나 Cr은 Mo와 유사한 탄화물 형성원소이지만 석출온도가 500℃ 이하로 매우 낮아 재결정 집합조직이 발달하기 전에 이미 재용해되고 {111} 집합조직의 발달에 아무런 영향을 주지 못할 것으로 예측되었으며, 실제 실험에 의해서도 함량에 따라 약간의 차이는 존재하지만 Cr의 첨가는 r값의 개선에 거의 영향이 없음을 발견할 수 있었다.

하지만 도 1 및 도 2에서 알 수 있듯이 Mo량의 증가에 따른 r값의 변화는 Mn과 같이 연동하고 있음을 알 수 있었다. 일반적으로 Mn은 변태조직강에서 경화능 향상원소로 알려져 있으며, Mn함량이 증가함에 따라 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 따라서 본 발명강에서 Mo를 첨가하여 복합조직강의 r값을 증가시킨다 할지라도 Mn함량이 과도하게 증가하게 되면 강중에 마르텐사이트량이 증가하게 되어 오히려 r값이 감소하는 문제가 있으므로 Mn함량의 적절한 관리와 더불어 변태조직인 마르텐사 이트의 분포제어가 매우 중요함을 알 수 있다. 따라서 적정 r값을 확보하기 위해 도 3과 같이 Mo/Mn 원자비를 0.15~0.6으로 제어하는 것이 매우 중요하였다.

복합조직강에서 생성되는 마르텐사이트 조직의 분포가 복합조직강의 r값에 어떤 영향을 미치는지는 도 5 및 도 6을 통해 알 수 있다. 도 5 및 도 6은 본 발명자가 여러가지 성분 및 조업조건을 변화시킴으로써, 이때 생성되는 마르텐사이트를 분율과 크기의 함수로서 r값과 비교한 것이다. 이들 결과에서는 마르텐사이트 분율이 증가할수록, 그리고 마르텐사이트 입자 크기가 감소할수록 r값은 점차 감소하는 것을 알 수 있다. 이러한 결과로 볼 때 본 발명강에서 제시하는 r값의 목표인 1.4 이상을 확보하기 위해서는 마르텐사이트 분율을 2~5%, 마르텐사이트 크기를 최소 2.2㎛이상으로 제어해야 함을 알 수 있다.

본 발명강에서 r값의 열화를 방지하게 위하여 고려한 또다른 인자는 열연의 권취온도이다. 본 발명자의 연구에 의하면 열연판의 조직이 소둔 이후 r값에 매우 큰 영향을 주고 있다는 것을 발견할 수 있었는데, 일반적으로 복합조직강에서 열연판은 페라이트와 퍼얼라이트의 2상 조직이거나 변태 페라이트 또는 변태 페라이트와 퍼얼라이트로 구성되어 있다. 하지만, 본 발명자의 연구에 의하면 열연조직이 페라이트와 퍼얼라이트로 구성될 경우 소둔시 퍼얼라이트의 잔존에 의해 r값이 저하하는 문제가 있었다. 그러나 열간압연조직이 퍼얼라이트가 없이 순수 변태 페라이트로 구성되어 있는 경우에서도 소둔을 행하더라도 r값이 열화하는 것을 발견할 수 있었 다.

이러한 결과는 변태조직내에 존재하는 불균일한 탄소의 편석과 더불어 탄소편석에 기인한 변형응력장이 소둔 재결정시 {111} 집합조직의 발달에 나쁜 영향을 주었기 때문인 것으로 풀이된다. 따라서 본 발명강에서 요구하는 복합조직강에서 일정수준의 r값을 확보하기 위해서는 열연조직에서 변태 페라이트를 방지하는 것이 매우 중요하며, 본 발명에서는 변태 페라이트의 생성을 방지하기 위하여 열연 권취온도를 제어하는 방법을 사용하였다.

도 7은 Mo 첨가강에서 열연 권취온도변화에 따른 열연조직의 변화를 나타낸 것으로서 650℃의 저온에서 생성되었던 변태 페라이트가 권취온도 700℃에서는 소멸되었으며, 750℃에서는 오히려 결정립 크기가 불균일한 페라이트 조직이 얻어지는 것을 알 수 있었다. 이 경우, r값은 저온 권취에서는 약 1.0으로 매우 낮았으나 권취온도가 증가함에 따라 증가하였으며, 750℃의 권취온도재의 경우는 700℃재와 거의 유사하였다. 이러한 결과로 볼 때 복합조직강에서 r값을 개선시키기 위해 제어하는 권취온도도 일정한 범위가 존재하는 것을 알 수 있었으며, 이러한 조건이 본 발명강에서는 700~750℃이었다.

이하 본 발명강을 구성하는 성분계게 관하여 상세히 설명한다(이하 중량%).

탄소(C): 0.01~0.03%

탄소는 본 발명강에서 매우 중요한 원소중의 하나이다. 탄소는 고강도화를 도모하고 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 탄소함량이 증가하게 되면 강중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 따라서 본 발명강에서 요구하는 적정한 양의 마르텐사이트를 함유하면서 r값을 확보하기 위해서는 탄소의 함량을 적절하게 제어할 필요가 있다. 탄소의 첨가량이 0.01% 미만에서는 복합조직강을 만드는 마르텐사이트 상의 형성이 어려우므로 본 발명에서는 0.01% 이상 첨가한다. 그러나 보다 안정적으로 일정량의 마르텐사이트를 확보하기 위해서는 탄소의 첨가량을 0.015% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 반면 탄소량이 0.03%를 초과하여 첨가되는 경우는 강종에 과도한 양의 마르텐사이트가 형성되어 복합조직강의 확보는 용이하나 본 발명강에서 요구하는 인장강도 440~490MPa를 초과하게 되며, 또한 강중 고용탄소 및 마르텐사이트의 과다한 존재로 인하여 드로잉성이 저하될 수 있으므로 그 첨가량을 적절히 제어한다.

실리콘(Si): 0.3% 이하

실리콘은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 용이하게 형성할 수 있도록 해주며, 또한 Si 자체의 고용강화 효과도 존재하므로 강도 향상에 유리한 원소이다. 그러나 Si의 함량이 증가하게 되면 용융도금성을 열화시켜 도금의 젖음성(wetability)가 나빠지고 또한 도금 품질이 저하되므로 용융도금재로 생산하는 경우는 실리콘을 가능한 낮게 관리한다. 본 발명강은 일반 냉간압연강판 뿐만 아니라 용융도금강판으로도 제조가능한 제품을 만드는 기술을 제공하는 것으로서 용융도금성을 저하시키지 원소는 가능한 최소량으로 관리하는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명강에서는 Si의 첨가량을 0.3% 이하로 제한한다.

망간(Mn): 1.0~2.0%

망간은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하여 강을 강화시키는 원소이며 동시에 복합조직강에서는 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할도 하므로 마르텐사이트 형성이 보다 용이해진다. 이러한 역할을 위해서 Mn은 최소 1.0% 이상으로 포함된다. 그러나 Mn의 첨가량이 2.0%를 초과하게 되면 강도의 급격한 증가와 더불어 성형성이 열화되며, 특히 용융도금강판 제조시 소둔공정에서 MnO와 같은 산화물이 표면에 다량 생성되어 도금밀착성을 열화시키며 또한 도금표면에 줄무늬가 발생하는 등 표면결함이 다량 발생할 수 있어 제품의 품질이 열화되므로 그 첨가량을 1.0~2.0%로 제한한다.

인(P): 0.01~0.06%

인은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 한다. 그러나, 인의 첨가량의 0.01% 이하에서는 그 효과가 나타나지 않으며, 반면 인의 첨가량이 0.06%를 초과하면 강도의 증가와 더불어 P가 입 계에 편석하여 2차 가공취성 및 용접성을 열화시키는 문제가 발생할 수 있다. 또한 용융도금재의 경우, 융용도금 후의 합금화처리시 도금층과 계면에서 강판으로부터 도금층으로의 Fe확산을 억제하여 합금화도를 낮추게 되므로 그 첨가량은 0.01~0.06%로 제한한다.

황(S): 0.015% 이하

황은 고온에서 MnS의 황화물로 석출되어서 입계 취화를 일으키는 FeS의 생성이 억제되어야 한다. 따라서 S의 함량이 과다한 경우 MnS로 석출하고 남은 S가 입계를 취화시켜 열간취성을 야기시킬 가능성이 있다. 또한 S의 첨가량이 MnS석출물을 완전히 석출시키는 양이라 할지라도 S함량이 많을 경우 과도한 석출물에 의한 재질열화가 발생하므로 그 첨가량을 0.015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.02~0.08%

알루미늄은 일반적으로 강의 탈산을 위해 첨가하며 강중 고용질소를 AlN으로 고정시켜 질소에 의한 내시효성 열화를 방지하는 역할을 한다. 또한, 알루미늄은 페라이트 형성원소로서 소둔시 페라이트-오스테나이트의 2상역의 분율을 제어할 있는 역할을 한다. 그러나 본 발명강에서는 알루미늄이 주로 탈산제로서의 역할을 수행하므로 그 함량을 통상수준인 0.02~0.08%로 제어한다. 알루미늄의 함량이 0.02% 미만으로 존재하는 경우, 강중 고용질소가 존재하게 되어 질소에 의한 시효열화가 발생하기 쉬우며, 반면 알루미늄의 첨가량이 0.08%를 초과하게 되면 그에 따른 제조 비용이 증가할 수 있기 때문이다.

질소(N): 0.003% 이하

질소는 소둔 전 또는 소둔 후에 고용상태로 존재하여 강의 성형성을 열화시키기 때문에 Ti 또는 Al에 의해 고정할 필요가 있다. 일반적으로 질소는 탄소에 비해 확산속도가 매우 빠르기 때문에 고용질소로 존재할 경우 고용탄소에 비해 상온 내시효성 열화가 매우 심각하다. 또한 이러한 고용질소의 잔존으로 인해 항복강도가 증가하고 연신율 및 r치가 열화하게 되므로 본 발명과 같이 그 함량을 0.0030%이하로 제한한다.

몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%

몰리브덴은 본 발명강에서 고려되는 매우 중요한 원소 중 하나이다. 몰리브덴은 강중에 고용되어 강도를 향상시키거나 Mo계 탄화물을 형성시키는 역할을 한다. 또한 Mn과 마찬가지로 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계 냉각속도를 감소시켜 소둔 후 냉각시 마르텐사이트 상을 용이하게 얻을 수 있도록 해준다. 따라서 본 발명강에서는 이러한 몰리브덴의 복합조직강 제조의 역할과 더불어 몰리브덴의 탄화물 형성역할을 이용하였으며, 첨가된 탄소를 열연단계에서 Mo계 탄화물로 형성시켜 강중 고용탄소량을 감소시키고 소둔공정에서 재결정에 의한 [111] 집합조직의 생성 및 발달이후 다시 균열유지 단계에서 재용해 시켜서 경화능 향상을 도모하고 복합조직상과 드로잉성을 동시에 확보하였다. 몰리브덴의 이러한 역할을 도모하기 위해서는 그 첨가량이 최소 0.2% 이상 되어야 하지만, 몰리브덴의 첨가량이 1.0%를 초과하게 되면 Mo계 탄화물은 증가하지만 과도한 몰리브덴에 의한 경화능 증가로 강중에 다량의 마르텐사이트가 생성되어 r값의 상승효과보다 경화능의 효과가 더 커지기 때문에 재질의 열화가 발생한다. 또한 몰리브덴은 첨가되는 원소는 매우 비싼 원소에 해당되므로 제조원가의 급격한 상승을 최소화하기 위해 가능한 낮게 관리하는 것이 좋다. 따라서 본 발명강에서는 이러한 조건을 만족하는 성분의 범위를 0.2~1.0%로 한정한다.

Mo/Mn 원자비: 0.15~0.6

또한 본 발명에서는 적정 r값 확보를 위해 몰리브덴과 망간의 원자비(Mo/Mn)를 제한하였다. 몰리브덴과 망간은 경화능 향상원소로서 비교적 쉽게 복합조직강을 제조할 수 있으나, 몰리브덴은 r값을 개선시키는 역할도 동시에 수행하므로 적정한 마르텐사이트 분율의 확보와 더불어 열연판에서의 강중 탄소함량 저감을 위해 Mo/Mn의 원자비를 제어할 필요가 있다. 본 발명에서는 r값 1.2이상을 확보하기 위해 Mo/Mn 원자비를 0.15~0.6으로 제시하였으며, Mo/Mn비가 0.15보다 작은 경우에는 몰리브덴의 열연판 탄화물 형성 효과가 거의 없어 r값이 증가하지 않는다. 반면, Mo/Mn의 비가 0.6을 초과하게 되면 열연판에서부터 Mo계 탄화물의 양은 현저하게 증가하여 강중 고용탄소량은 감소하지만 과도한 몰리브덴의 첨가에 의해 마르텐사이트 양이 증가하여 오히려 r값이 감소하는 현상이 발생한다. 따라서 본 발명에서 제시하는 r값을 1.2 이상으로 확보하기 위해서는 Mo/Mn비를 0.15~0.6으로 제어한 다.

크롬(Cr): 0.5% 이하

크롬 또한 몰리브덴과 같이 경화능 향상원소면서 탄화물 형성원소로서 몰리브덴과 유사한 역할을 한다. 그러나 크롬은 탄화물이 용해되는 온도가 매우 낮아 열연 단계에서 Cr계 탄화물을 형성시켜 강중 고용탄소의 감소를 도모하더라도 소둔시 재결정이 시작되기 전에 용해되기 때문에 [111] 집합조직의 발달이 큰 도움을 주지 못한다. 그러나 크롬은 마르텐사이트 생성에는 매우 유용한 원소이며, 특히 몰리브덴에 비해 가격이 싼 장점이 있으므로 복합조직강을 만드는데 적절히 이용하는 것이 바람직하다. 본 발명강에서는 이러한 크롬의 역할을 도모하기 위한 첨가량으로 0.5% 이하를 제안하였다. 크롬의 함량을 0.5%보다 크게할 경우 강중 마르텐사이트량이 현저하게 증가되어 강조의 증가 및 재질의 열화를 초래할 수 있다.

보론(B): 0.0005~0.0015%

보론은 침입형 원소로서 강중에 존재하게 되며 입계에 고용되거나 또는 질소와 결합하여 BN의 질화물을 형성한다. 보론 또한 망간과 같이 마르텐사이트 형성에 유효한 작용을 한다. 보론은 첨가량 대비 재질의 영향이 매우 큰 원소로서 그 첨가량을 엄격히 제한할 필요가 있다. 즉, 일정량 이상의 보론을 강중에 첨가하게 되면 열연단계에서부터 변태조직이 발달하여 소둔후 r값의 열화를 초래한다. 본 발명강에서는 이러한 특성 및 현 보론 첨가에 대한 제강의 능력을 고려하여 0.0005-0.0015%로 한정하였다.

이하 본 발명의 강판을 제조하는 방법에 관하여 상세히 설명한다.

상술한 조성으로 전로에서 용해한 후 연속주조된 강 슬라브(Slab)를 열간압연 전의 오스테나이트 조직이 충분히 균질화될 수 있는 1200℃ 이상으로 가열하여 Ar₃ 온도 직상인 900~950℃의 온도범위에서 열간압연을 마무리 한다.

재가열온도: 1200℃ 이상, 열간마무리 온도: 900~950℃

슬라브온도가 1200℃ 미만일 경우 강의 조직이 균일한 오스테나이트 결정립이 되지 못하며 혼립이 발생하게 되므로 재질의 열화가 초래된다. 또한, 열간압연의 마무리 온도가 900℃ 미만일 경우 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다. 반면 950℃를 초과하는 경우 현저한 조대립이 발생하여 가공후에 표면에 오렌지 필(orange peel)등의 결함이 생기기 쉽다.

권취 온도: 700~750℃

상기의 열간압연 가공후 본 발명의 주요 특징중의 하나인 700~750℃의 온도범위에서 고온권취 단계를 수행한다. 본 발명강과 같이 몰리브덴 등의 경화능 원소가 많 이 첨가된 강에 대해 권취온도가 700℃ 미만으로 낮은 경우에는 열연판에 변태조직이 발생하여 소둔시 [111] 재결정 집합조직의 발달을 방해한다. 반면, 권취온도가 750℃를 초과하는 경우에는 페라이트의 입자성장이 매우 활성화되어 결정립이 조대화되고 그 크기가 불균일하게 되어 오히려 재질이 열화될 수 있다. 따라서 본 발명강에서는 이러한 문제점들을 방지하기 위해 권취온도의 적정범위를 700~750℃로 제한한다.

냉간압연 조건: 70~80% 압하율

열간압연이 완료된 강은 통상의 방법으로 산세를 행한후 70-80%의 냉간압하율로 냉간압연을 행한다. 본 발명강에서 소둔시 재결정 집합조직의 발달을 극대화하기 위해서 70% 이상의 냉간압하율이 필요하다. 그러나 냉간압연율이 80%를 초과하면 과도한 압연율에 의해 결정립 미세화가 매우 크게 되어 오히려 재질의 경화를 초래하게 되며, 또한 과도한 냉간압연율 증가에 의해 r치가 점차 감소하게 되므로 80%를 넘지 않도록 해야 한다.

연속소둔 온도: 800~850℃

냉간압연이 완료된 강은 통상의 방법에 의해 연속소둔 작업을 행한다. 이때 소둔온도는 본 발명강에서 요구하는 우수한 연신율과 r값을 도모할 수 있는 800~850℃의 온도범위가 적당하다. 즉 소둔온도가 800℃ 미만에서는 [111] 재결정 집합조직의 극대화를 도모하기에 다소 낮은 온도에 해당하며 850℃를 초과하는 경우는 성형성 을 개선되지만 과도한 소둔으로 인한 작업성 열화 및 강도하락 등의 문제가 발생할 수 있기 때문이다.

조질압연 압하율: 1.0% 이하

상기의 제조방법으로 제조된 복합조직강을 이용하여 형상을 제어하기 위한 최소한의 압하율로 조질압연을 행한다. 이러한 조건은 본 발명강에서는 1.0% 이하로 제안하였다. 조질압연율이 1.0%를 초과하여 높을 경우 항복강도의 증가 및 연신율의 저하가 발생한다. 또한 본 발명강을 용융도금강판으로 생산할 경우 과다한 조질압연에 의해 도금말착성이 열화되어 도금층의 박리가 발생하게 되므로 이러한 문제점들을 해결하기 위해 적절한 조건인 1.0%이하의 조질압연율을 행하는 것이 바람직하다.

이렇게 제조된 본 발명강은 용융도금강판으로도 제조할 수 있으며, 이때 제시하는 소둔온도, 조질압연율 등의 조건은 냉간압연강판을 제조하는 조건과 동일하다.

이하 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

하기 표 1은 탄소, 망간, 몰리브덴 및 크롬의 양을 엄격히 제어한 발명강 및 비교강의 화학성분을 나타낸 것으로서 10개의 발명강과 6개의 비교강을 나타냈다.

강종	화학성분(wt%)										Mo/Mn
강종	C	Si	Mn	P	S	Sol.Al	Mo	Cr	N	B	Mo/Mn
발명강1	0.015	0.049	1.23	0.011	0.0029	0.04	0.35	0.11	0.0022	0.0005	0.16
발명강2	0.014	0.051	1.11	0.011	0.0028	0.04	0.45	0.24	0.0017	0.0005	0.23
발명강3	0.016	0.052	1.63	0.02	0.0029	0.03	0.55	0.11	0.002	0.0007	0.19
발명강4	0.017	0.051	1.63	0.02	0.003	0.05	0.65	0.21	0.0015	0.0006	0.23
발명강5	0.021	0.053	1.42	0.012	0.0035	0.04	0.7	0.09	0.0013	0.0007	0.28
발명강6	0.02	0.053	1.49	0.025	0.0036	0.05	0.81	0.22	0.0021	0.0008	0.31
발명강7	0.023	0.062	1.23	0.03	0.0021	0.04	0.54	0.19	0.0027	0.0003	0.25
발명강8	0.019	0.051	1.21	0.04	0.0041	0.04	0.68	0.15	0.0025	0.0005	0.32
발명강9	0.022	0.043	1.53	0.02	0.0041	0.04	0.82	0.21	0.0019	0.0005	0.31
발명강10	0.02	0.044	1.31	0.04	0.0029	0.05	0.6	0.35	0.0027	0.0006	0.26
비교강1	0.049	0.052	1.71	0.015	0.0031	0.03	0.51	0.12	0.0026	0.0007	0.17
비교강2	0.0035	0.041	1.23	0.021	0.0024	0.03	0.45	0.21	0.0025	0.0005	0.21
비교강3	0.018	0.051	1.42	0.023	0.0035	0.04	0.11	0.61	0.0019	0.0008	0.04
비교강4	0.02	0.048	2.53	0.024	0.0021	0.04	0.34	0.1	0.0027	0.0006	0.08
비교강5	0.021	0.031	1.24	0.014	0.0041	0.07	0.02	0.31	0.0021	0.0003	0.01
비교강6	0.024	0.027	1.41	0.021	0.0027	0.03	0.27	0.21	0.0018	0.0007	0.11

하기 표 2는 상기 표 1의 강을 이용하여 생산한 강재의 조업실적 및 재질실적의 결과를 정리한 것이다. 하기 표 2의 결과는, 열간압연 후 약 75%의 냉간압연율로 압연 및 810℃의 소둔온도에서 연속소둔하고 460℃에서 용융도금 및 520℃에서 합금화 처리후 약 0.8%로 조질압연을 행하여 인장강도, 연신율 및 평균 r치를 측정하고, 또한 미세조직의 관찰을 통해 변태조직인 마르텐사이트의 분율 및 상의 평균크기를 측정한 것이다. 각 강재별로 변화시킨 권취온도는 저온 귄취의 경우 540~620℃였으며, 고온 권취는 700~730℃의 온도조건이었다.

CT	TS(MPa)	El(%)	r-bar.	2상분율* (%)	2상크기* (㎛)	비고
720℃	442.1	36.9	1.37	3.3	2.2	발명예1
550℃	465.3	31.1	1.01	2.8	1.5	비교예1
700℃	445.2	39.2	1.39	3.1	2.9	발명예2
620℃	460.7	34.1	1.05	2.1	1.4	비교예2
750℃	461.3	35.4	1.44	3.6	2.2	발명예3
540℃	482.2	30.5	0.99	3.5	0.9	비교예3
710℃	473.5	34.5	1.4	3.3	3.2	발명예4
700℃	499.2	33.1	1.24	4.1	2.6	발명예5
700℃	493.1	32.9	1.28	3.9	2.7	발명예6
720℃	501.3	33.2	1.26	3.8	2.9	발명예7
730℃	489.2	34.1	1.32	3.9	3.1	발명예8
700℃	498.6	32.9	1.23	4.1	3.5	발명예9
700℃	491.5	33.7	1.39	3.8	3.5	발명예10
720℃	561.2	26.1	1.01	8.2	1.2	비교예4
730℃	431.8	28.2	1.49	0	0	비교예5
700℃	462.3	36.5	1.11	2.5	2	비교예6
700℃	500.5	32.1	1.05	3.6	2.1	비교예7
700℃	501.8	32.2	1.1	3.5	1.6	비교예8
700℃	512.3	33.1	1.15	6.1	1.1	비교예9

상기 표 2를 살펴보면, 발명예1~10은 인장강도 441.1-501.3MPa, 연신율 32.9-39.2%, 평균 r값 1.23~1.44 범위로서, 본 발명강에서 요구하는 인장강도 440-490MPa강재에 있어서 32% 이상의 연신율, 1.2 이상의 평균 r값을 만족하고 있다. 또한, Mo과 Mn 원자비의 적절한 제어에 의해 높은 r값 뿐만 아니라 2상인 마르텐사이트의 분율이 3.1-4.1%, 마르텐사이트 상의 평균크기가 2.2~3.5㎛로 본 발명강에서 제시하는 2상분율 2~5%, 2상의 평균크기 2.2㎛ 이상의 조건 역시 만족하였다.

한편, 발명강1~3을 이용하여 540~620℃의 온도범위로 저온권취를 한 경우, 변태조직의 형성 및 결정립 크기 감소로 인해 강도가 증가하고 연신율이 저하되었으며, 특히 열연단계에서 생성된 저온 변태상의 영향으로 평균 r값이 약 1.0 수준으로 매우 열화됨을 알 수 있었다.

또한 비교강1의 경우는 다른 성분들은 본 발명강의 성분조건을 만족하지만 탄소함량이 본 발명강에서 제시한 0.015~0.030%보다 높은 0.049%가 첨가되었다. 따라서 탄소함량이 매우 높아 강중 마르텐사이트 조직이 미세해지고 또한 분율이 8.2%로 매우 증가하였으며, 이로 인해 강도가 매우 증가하고 연신율이 본 발명강에서 제시하는 32% 이상을 만족하지 못하였다.

비교강2는 비교강1과는 반대로 탄소함량이 본 발명강의 제시조건보다 매우 낮은 0.0035%만 첨가된 강이다. 첨가된 탄소의 절대량 감소로 인해 복합조직강은 얻어지지 않고 페라이트의 단상만이 얻어졌다. 또한 비교강2에서 나타낸 재질은 페라이트 단상강의 재질실적으로서 복합조직강의 재질과 상이하였다.

비교강3은 Mo가 0.11%, Cr이 0.61%로서 본 발명강의 제시조건인 Mo: 0.2~1.0%, Cr: 0.5% 이하를 만족하지 못하였으며, 낮은 Mo의 함량으로 인해 Mo/Mn비가 0.04로서 본 발명강에서 제시한 0.15~0.6의 범위를 만족시키지 못하였다. Mo 대신 Cr 첨가량이 증가하여 복합조직강은 얻어졌으나, Mo계 탄화물에 비해 Cr계 탄화물은 소둔시 재용해온도가 매우 낮아 [111] 재결정 집합조직의 발달이 유효한 작용을 하지 못한다. 따라서 r값은 1.11로서 매우 낮았으며 마르텐사이트 크기 또한 2.0㎛로서 본 발명강의 조건을 만족하지 못하였다.

비교강4는 Mn의 함량이 본 발명강의 제시조건 범위를 초과하였다. 따라서 Mo/Mn의 원자비가 0.08로서 매우 낮았으며, 과도한 Mn의 첨가로 인해 마르텐사이트 분율이 본 발명강에서 제시한 수준보다 높았으며 또한 인장강도도 증가하였다.

비교강5는 다른 성분들은 본 발명강에서 제시한 범위를 만족하였으나 Mo의 함량이 0.02%로서 매우 낮았다. 낮은 Mo함량으로 인해 Mo/Mn 원자비가 0.01로서 매우 낮아 Mo계 탄화물에 의한 소둔 [111] 집합조직의 발달을 기대할 수 없었다. 이로 인해 r값이 1.1이었으며, 마르텐사이트 크기도 1.6㎛로 매우 낮았다.

비교강6은 모든 성분들이 본 발명강에서 제시하는 조건을 만족하였으나 Mo/Mn의 원자비가 0.11로서 본 발명강에서 제시한 0.15~0.6의 범위보다 낮은 강재에 해당된다. 즉 성분이나 제조조건이 발명강의 조건을 만족하더라도 Mo/Mn의 원자비가 동시에 만족하지 못하면 r값의 증가가 낮다는 것을 의미한다.

상술한 실시예에 의할 때, 본 발명강의 재질조건을 만족시키기 위해서는 성분, 제조조건 뿐만 아니라 Mo와 Mn의 적절한 제어가 매우 중요함을 알 수 있다.

도 1은 0.015% 탄소첨가강에서 재질에 미치는 Mo의 영향을 나타낸 그래프

도 2는 0.03% 탄소첨가강에서 재질에 미치는 Mo의 영향을 나타낸 그래프

도 3은 r값에 미치는 Mo/Mn 원자비의 영향을 나타낸 그래프

도 4는 Mo 첨가가 r값 개선을 발생시키는 메커니즘의 개략도

도 5는 r값에 미치는 변태분율의 영향을 나타내는 그래프

도 6은 r값에 미치는 변태조직 크기의 영향을 나타내는 그래프

도 7은 r값에 미치는 열연 권취온도의 영향을 나타낸 그래프

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.01~0.03%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.01~0.06%, 황(S): 0.015% 이하, 알루미늄(Al): 0.02~0.08%, 질소(N): 0.003% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.5% 이하, 보론(B): 0.0005~0.0015% 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며,

상기 Mo 및 Mn 사이에는 Mo/Mn: 0.15~0.6의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판.
제1항에 있어서, 상기 냉간압연강판은 페라이트 조직을 기지 조직으로 하며, 마르텐사이트 분율이 2~5%임을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판.
제2항에 있어서, 상기 마르텐사이트 조직 입자의 평균크기는 2.2㎛ 이상임을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 냉간압연강판은 연신율이 32% 이상이고 인장강도가 440~490MPa임을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판.
중량%로, 탄소(C): 0.01~0.03%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.01~0.06%, 황(S): 0.015% 이하, 알루미늄(Al): 0.02~0.08%, 질소(N): 0.003% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.5% 이하, 보론(B): 0.0005~0.0015% 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며,

상기 Mo 및 Mn 사이에는 Mo/Mn: 0.15~0.6의 관계가 성립하고,

표면에 용융도금처리가 이루어진 것을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판.
제5항에 있어서, 상기 용융도금강판은 페라이트 조직을 기지 조직으로 하며, 마르텐사이트 분율이 2~5%임을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판.
제6항에 있어서, 상기 마르텐사이트 조직 입자의 평균크기는 2.2㎛ 이상임을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판.
제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 용융도금강판은 연신율이 32% 이상이고 인장강도가 440~490MPa임을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판.
중량%로, 탄소(C): 0.01~0.03%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.01~0.06%, 황(S): 0.015% 이하, 알루미늄(Al): 0.02~0.08%, 질소(N): 0.003% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.5% 이하, 보론(B): 0.0005~0.0015% 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며,

상기 Mo 및 Mn 사이에는 Mo/Mn: 0.15~0.6의 관계가 성립하는 강 슬라브에 대하여,

1200℃ 이상으로 재가열하는 단계;

900~950℃에서 열간마무리 압연을 하는 단계;

700~750℃에서 고온권취를 하는 단계;

70~80% 압하율로 냉간압연하는 단계;

800~850℃에서 연속소둔하는 단계; 및

1.0% 이하의 압하율로 조질압연하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판의 제조방법.
제9항에 있어서, 상기 냉간압연강판은 페라이트 조직을 기지 조직으로 하며, 마르텐사이트 분율이 2~5%임을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판의 제조방법.
제10항에 있어서, 상기 마르텐사이트 조직 입자의 평균크기는 2.2㎛ 이상임을 특징으로 하는 복합조직형 냉간압연강판의 제조방법.
중량%로, 탄소(C): 0.01~0.03%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.01~0.06%, 황(S): 0.015% 이하, 알루미늄(Al): 0.02~0.08%, 질소(N): 0.003% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.5% 이하, 보론(B): 0.0005~0.0015% 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하며,

상기 Mo 및 Mn 사이에는 Mo/Mn: 0.15~0.6의 관계가 성립하는 강 슬라브에 대하여,

1200℃ 이상으로 재가열하는 단계;

900~950℃에서 열간마무리 압연을 하는 단계;

700~750℃에서 고온권취를 하는 단계;

70~80% 압하율로 냉간압연하는 단계;

800~850℃에서 연속소둔하는 단계;

1.0% 이하의 압하율로 조질압연하는 단계; 및

용융도금처리를 수행하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판의 제조방법.
제12항에 있어서, 상기 용융도금강판은 페라이트 조직을 기지 조직으로 하며, 마르 텐사이트 분율이 2~5%임을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판의 제조방법.
제13항에 있어서, 상기 마르텐사이트 조직 입자의 평균크기는 2.2㎛ 이상임을 특징으로 하는 복합조직형 용융도금강판의 제조방법.