KR101009839B1 - 고강도 고성형 강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 고강도 고성형 강판의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 중량 %로, 탄소(C) 0.04~0.15%, 실리콘(Si) 0.01~0.5%, 망간(Mn) 0.8~1.9%, 알루미늄(Al) 0.01~0.5%, 크롬(Cr) 0.01~0.3%로 구성되고, 질소(N) 60ppm 이하를 함유하며, 나머지 함량을 철(Fe) 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진 강판을 열연시 Ar1~Ar3의 온도 범위에서 열간압연을 마무리하고, 냉간압연한 후에 Ar1 ~ Ar3의 온도 범위 내에서 소둔 열처리하여서, 페라이트가 85~95%의 면적분율을 가지고, 마르텐사이트가 5~15%의 면적분율을 갖도록 한다. 본 발명에 의하면 합금원소를 첨가, 열연제어압연 및 열처리 과정을 통해 고강도와 우수한 r값을 확보한 강판을 제조할 수 있으므로 자동차의 외판재에 다양하게 활용될 수 있는 효과가 있다.

고강도, 고성형, 성형성, 집합조직

Description

고강도 고성형 강판의 제조방법{Method for producing of steel sheet having high-strength and high-formability}

본 발명은 고강도 고성형 강판의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 490~590MPa급의 강도와 높은 연신율 및 도금성을 향상시킬 수 있도록 한 고강도 고성형 강판의 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로, 자동차 업계는 이산화탄소 배기가스의 환경문제가 대두됨에 따라 고연비 차량 개발을 위해 다양한 노력을 하고 있으며, 연비 효율 향상을 위해 고강도 경량화 소재의 강판을 개발하고 있다.

또한, 자동차 디자인이 복잡해짐에 따라 우수한 가공성과 성형성이 요구되고, 자동차의 충돌안전성에 대한 차체보강 및 연비 향상을 위한 차체경량화를 목적으로 현재 적용중인 강판의 강도를 높이는 경향이 증가되고 있다.

현재 590MPa 고강도 복합조직강은 멤버, 필라, 실 사이드 및 구조부 보강재로 상용화되고 있다.

기존에는, 강도를 향상시키면서 가공성이 크게 열화되지 않는 신강종의 제조방법들이 꾸준히 모색되어 왔으며 그러한 개발방향은 다음과 같이 구별될 수 있다.

첫째, 소입성 강화원소인 Si, Mn, Cr등을 첨가하여 냉각후 저온변태조직을 형성시킴으로써 이 조직에 의한 강도상승을 도모하는 방법으로, 이러한 방법으로 제조된 대표적인 강으로써 변태조직강 (베이나이트강, 이상조직강, 복합조직강등)이 있으며, 이때 얻어지는 강도는 냉각조건과 첨가하는 합금량에 따라 조절된다.

그중에서도 페라이트와 마르텐사이트의 2상으로 되는 이상조직강(Dual Phase Steel)은 오스테나이트와 페라이트 2상 영역에서 급냉하여 마르텐사이트를 약 10~30%(면적분율) 정도 생성시켜 형성한다. 석출강화강에 비하여 연성 및 장출가공성이 우수하며, 충돌에너지 흡수능이 크기 때문에 멤버, 범퍼 등에 적용된다. 이상 조직강은 1980년대에 개발되어 최근 적극적으로 적용되기 시작하였으며, 특히 유럽에서는 그 적용비율이 전체 판재의 50%를 상회할 만큼 많이 적용되고 있다. 또한 이상조직강은 차량 충돌과 같은 고속 변형 조건하에서 충격 에너지 흡수능이 우수하고, 동급의 TRIP강에 비해 용접성, 아연도금성 등이 뛰어나기 때문에 TRIP 강에 비해 연성이 다소 떨어지는 단점을 극복하고 자동차 설계 과정에서 많은 부품에 채택되고 있는 실정이다.

둘째, 폴리고날 페라이트 또는 베이나이트조직에 잔류오스테나이트를 분포시켜 잔류오스테나이트가 가공 초기에 변태유기소성을 발생시켜 연성이 향상되도록 하는 방법이 있는 데, 이 방법으로 제조된 대표적인 강으로써 TRIP강이 있다.

이 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강은 오스테나이트의 냉각시 펄라이트 변태가 일어나지 않도록 합금첨가량에 따른 적절한 냉각을 행하고, 그 후 권취단계에서 다시 오스테나이트가 베이나이트로 변태되는 것을 지연시킴으로써, 최종 냉각중 오스테나이트의 일부는 마르텐사이트로 변태되고 나머지는 잔류된 강으로, 이때 잔류 오스테나이트는 초기 가공에 의하여 마르텐사이트로 변태되며, 이러한 현상을 변태유기소성이라 한다.

그러나 이 강종의 경우 Si, Al을 다량 첨가하기 때문에 열간압연시 변형저항이 상승하여 압연하중이 제약을 받으므로 두께가 얇은 강판의 제조가 곤란하고 수요자의 사용시 용접성에 문제가 있다.

또, TRIP강판은 종래 이상조직강 강판보다 신장성은 양호하지만, 항복강도가 높아짐과 아울러 형상 동결성이 저하되는 단점이 있었다.

이를 개선하기 위한 종래 선행기술로는, 일본특허 JP-A-55-100934에서는 고항복강도를 낮추는 방법을 제시하였는데, 페라이트-오스테나이트 공존영역에서 박스소둔을 하고 망간 함량을 높여 연속소둔공정에서 오스테나이트 상이 증가되게 하고 가스제트냉각방식을 통해 이상조직을 형성하게 하여 항복강도를 낮추는 동시에 고r-value를 얻는 방법을 제시하였다.

그러나 이 방법은 상대적으로 높은 이상영역에서 오랜 시간 동안 박스소둔을 실시해서 코일링된 강판에서 열팽창이 일어나 강판끼리 붙는 문제가 발생할 뿐만 아니라, 박스로에 무리가 생겨 고장이 발생될 우려가 있다. 따라서 경제적으로 고 r-value, 저 항복강도의 강판을 생산하는 데 어려움이 있다.

미국특허 US2003/0129444A1에서는 바나듐의 함량을 조절하여 고 r-value을 가지면서 높은 인장 강도를 실현하였는데 바나듐은 가격적인 면에서 고가이기 때문에 상대적으로 많은 양을 첨가하는 것은 힘들다. 또한, 실리콘의 함량이 높기 때문 에 용접성에 문제가 발생하게 된다.

전체 조직 중에서 마르텐사이트의 면적분율이 증가할수록 강도가 증가하고 페라이트의 면적분율이 증가할수록 연성이 증가하는데, 강도 상승을 위하여 마르텐사이트 면적분율이 너무 커지면 상대적으로 페라이트 면적비율이 감소하여 오히려 연성이 저하된다.

또, 이상조직강은 일정 면적분율 이상(약 80 vol% 이상)의 페라이트를 유지하는 것이 중요한데, 이를 위해서 망간, 알루미늄, 크롬 등을 첨가하며, 미량 첨가원소인 니오븀(Nb), 보론(B)을 첨가하여 결정립을 미세하게 하는 것이 중요하다.

한편, 종래 열처리 과정은 압연후 760~840℃의 온도로 소둔 열처리하고, 1차 냉각 처리과정에서 460℃의 온도로 비교적 짧은 시간(1분내)동안 열처리하며, 460~520℃의 온도로 합금화 열처리를 한 후에 2차 냉각 처리를 하게 된다.

이때, 2차 냉각처리시 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하는 과정을 갖게 되는데, 이 경우에는 합금화 열처리 과정에서 오스테나이트가 페라이트, 퍼얼라이트, 베이나이트로 변태됨으로써, 적정 마르텐사이트를 확보하지 못할 우려가 있으며, 이로 인해 항복점 연신 및 강도가 저하되는 문제점이 있었다.

이를 개선하기 위해 고 망간 합금에 몰리브덴 합금을 첨가하여 오스테나이트가 페라이트, 퍼얼라이트 및 베이나이트로 변태되는 것을 억제함으로써, 2차 냉각시 적정 마르텐사이트 면적분율을 확보하여 복합조직 강판을 제조하는 방안이 제시되었다.

이 경우에는 고가의 합금 원소인 망간 및 몰리브덴의 첨가량이 증가됨에 따라 제조 원가가 상승하게 될 뿐만 아니라, 망간 첨가량이 증가할수록 가공성 평가 지수인 r-value 값이 저하되어 자동차 부품 성형시 균열이 발생하는 문제점이 있다.

또한, 용융 아연 도금시 강판 표면상의 망간 산화물 때문에 도금성이 저하되는 문제점이 있기 때문에 첨가량에 제한이 있다.

본 발명은 상기한 제반문제점을 감안하여 이를 해결하고자 제안된 것으로, 그 목적은 열간압연의 압연기술 제어와 소둔 열처리시 온도제어를 통하여 적정 강도값을 확보하면서도 우수한 소성변형비(r-value)를 갖도록 한 고강도 고성형 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명은 도금성, 성형성이 우수하며 강도와 함께 우수한 연신율을 갖는 고강도 고성형 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량 %로, 탄소(C) 0.04~0.15%, 실리콘(Si) 0.01~0.5%, 망간(Mn) 0.8~1.9%, 알루미늄(Al) 0.01~0.5%, 크롬(Cr) 0.01~0.3%로 구성되고, 질소(N) 60ppm 이하를 함유하며, 나머지 함량을 철(Fe) 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진 강판을 열연시 Ar1~Ar3의 온도 범위에서 열간압연을 마무리하고, 냉간압연한 후에 Ar1 ~ Ar3의 온도 범위 내에서 소둔 열처리하여서, 페라이트가 85~95%의 면적분율을 가지고, 마르텐사이트가 5~15%의 면적분율을 갖도록 한다.

상기 열간압연은 후단 강압 방식을 채택한다.

상기 열간압연 후 500~600℃의 온도에서 권취하는 단계를 더 구비한다.

상기 소둔 열처리 후 열처리하는 단계에서 10~50℃/sec의 냉각속도로 400~500℃까지 냉각한다.

청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항의 방법에 의해서 제조되어, 결정립 입계 사이즈가 20㎛ 이하인 페라이트상이 85~95%, 결정립 크기가 2㎛ 이하인 마르텐사이트상이 5~15% 형성된다.

본 발명은 열간압연 제어기술과 소둔 열처리 온도의 제어를 통하여 열간압연에서 {111}<110>방향의 집합조직을 일부 형성하여 이 후의 소둔 열처리에서 {111}<112>방향의 집합조직으로 발달시킴으로써 기존의 복합조직 강판보다 r값이 우수한 강판을 제조할 수 있다.

또한, 강도를 확보하기 위해 첨가되는 소입성 합금원소에 의한 결정립 미세화와 고용 탄소량의 증가로 자동차 외판재에 중요한 소부경화능, 시효경화능 및 내덴트성이 우수하여 기존의 자동차 외판재에 적용되는 340BH 대체재로 활용 가치가 높다. 340BH를 본 발명강으로 대체시 자동차 경량화 효과에 의한 연비 효율이 상승될 것으로 기대된다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다.

본 발명에 따른 고강도 고성형 강판은 소입성 합금원소 조절과, 열간압연 온도제어 및 소둔 열처리 온도제어를 통해 고강도와 고성형성을 확보할 수 있도록 한 것으로서, 강판의 조성은 중량 %로, 탄소(C) 0.04~0.15%, 실리콘(Si) 0.01~0.5%, 망간(Mn) 0.8~1.9%, 알루미늄(Al) 0.01~0.5%, 크롬(Cr) 0.01~0.3%로 구성되고, 질소(N) 60ppm 이하가 함유되며, 나머지 함량을 철(Fe) 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 구성된다.

상기한 조성을 갖는 강판을 재가열하여 Ar1 이상 Ar3 이하의 온도에서 열간압연을 마무리하고, 냉간압연한 후에 소둔 열처리시 Ar1 ~ Ar3미만으로 가열하고 냉각한다.

본 발명은 냉간압연시 압연방향으로 형성되는 α fiber{111}<110>의 집합조직을 소둔 열처리과정에서 ｒfiber{111}<112>의 집합조직으로 형성시켜 r(소성변형비)값을 향상시키는 것이다. 집합조직에서{111}는 면을 의미하며 <112>는 조직이 성장하는 방향을 의미한다.

Ar3점 이상에서 열간 마무리 압연을 실시한 경우 집합조직은 고온의 재결정 구동에 의하여 방향성이 없는 랜덤 형태로 성장한다.

이에 따라 본 발명은 열간압연의 마무리 온도를 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역으로 낮추어 열연상태에서 α fiber{111}<110>의 집합조직을 일부 잔류시키고, 소둔 열처리 공정을 통하여 ｒfiber{111}<112>의 집합조직으로 발달시키는 것이다.

ｒfiber{111}<112>의 집합조직은 가공성을 향상시키는 것으로 알려져 있으며, 합금이 많이 첨가되는 고합금 강에서는 IF강과 달리 ｒfiber{111}<112>의 형성이 미약하므로 압연기술 제어와 소둔 열처리 제어가 요구된다.

여기서, 열간압연의 마무리 온도를 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역으로 낮추는 것은 재결정, 결정립성장으로 α fiber{111}<110>의 집합조직이 일부 형성되도록 하기 위함이다. 그리고, 열간압연과정에서 형성된 α fiber{111}<110>의 집 합조직은 소둔 열처리과정을 통하여 ｒfiber{111}<112>의 집합조직으로 발달시키는 것이다.

이때, 강판은 결정립 입계 사이즈가 20 ㎛ 이하의 페라이트상이 85~95% 면적분율을 가지고, 결정립 크기가 5㎛이하의 마르텐사이트상이 5~15%의 면적분율을 갖는 이상 조직을 갖는다.

이는, 페라이트상이 85% 이하로 구성되면 연성과 프레스가공성이 저하되고, 페라이트상이 95% 이상일 경우에는 강도 확보가 곤란하기 때문이다.

그리고, 소입성 원소인 실리콘, 망간, 크롬의 함량을 조절하여 도금성 및 강도의 향상을 도모하였다.

이하에서는, 본 발명 강판의 성분 요소 및 각 성분들의 효능에 대해 간략하게 설명하기로 한다.

탄소[C]: 0.04~0.15 wt%

탄소(C)원소는, 소량 첨가시 강도가 낮을 뿐만 아니라, 오스테나이트가 페라이트로 변태되어 마르텐사이트 면적분율 확보가 어렵기 때문에 소재의 강도를 확보하기 위해 0.04% 이상 첨가한다.

반면에, 탄소의 과다 첨가시에는 용접성이 저하되며 강도 증가에 따른 연성 및 신장성이 저하되므로, 그 상한치를 0.15%로 제한한다.

실리콘[Si]: 0.01~ 0.5 wt%

실리콘(Si)원소는, 고용강화 원소로서 강의 청정화 및 오스테나이트 내의 탄 소 농화를 촉진하며 적정 망간(Mn)을 첨가하는 강 중에서 용접시 용융 금속의 유동성을 좋게 하여 용접부내 개재물 잔류를 감소시키는 원소이며 항복비, 강도 및 연신율의 균형을 저해하지 않으면서도 강도를 향상시켜 페라이트내 탄소(C)의 확산 속도를 느리게 하기 때문에 탄화물 성장을 억제한다.

따라서, 0.01% 미만 첨가시에는 마르텐사이트 면적분율 확보에 문제가 많기 때문에 0.01%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에 과다 첨가시에는 도금성 및 적스케일로 인한 표면 결함을 발생시킬 수 있으므로, 그 상한치를 0.5%로 제한한다.

망간 [Mn]: 0.8~1.9 wt%

망간(Mn) 원소는 고용강화 원소로서, 페라이트의 오스테나이트 변태온도를 낮추어 2상역 소둔 온도를 저하시키며 마르텐 사이트를 생성하기 위한 임계 냉각속도를 저하시키는 역할을 한다. 소량 첨가시에는 마르텐사이트를 얻기 위한 냉각속도가 너무 빨라 열 응력이 발생할 우려가 있으며 강판의 형상을 저하시켜 0.8%이상 첨가하는 것이 바람직하며, 반면 과다 첨가시에는 경화능이 증가하여 가공성이 열악해지며 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부(MnS)가 발달하여 크랙 발생의 원인이 되므로 상한치 1.9%이하로 하는 것이 바람직하다.

알루미늄 [Al] : 0.01~0.5 wt%

알루미늄(Al) 원소는 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 강중의 N과 결합하여 AlN을 형성시켜 조직을 미세화하며 강 중 산소를 제거함으로써, 슬라브 제조시 균열을 방지하는 기능을 갖는다.

소량 첨가시에는 강중의 산소 함유량이 많아 연성을 저하시키기 때문에 0.01이상 첨가한다. 반면 과다 첨가시에는 탈산 효과가 과다해지고 결정립이 조대화 되기 때문에 강도가 저하되므로 그 상한치를 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

크롬 [Cr]: 0.01~0.3 wt%

크롬은 고용강화 원소로서, 강의 소입성을 증가하며 페라이트 오스테나이트 변태온도를 낮추어 2상역 소둔 온도를 저하시킬 수 없기 때문에 최소 0.01%이상 첨가하여야 하고, 반면에 다량 첨가시 페니트레이션등 용접결함을 발생시키므로 그 상한치를 0.3%로 제한한다.

질소[N] : 60ppm 이하

질소(N)은 AlN의 형성으로 결정립을 미세화하는 기능을 가지나, 용융아연도금시 아연 도금층의 합금화 공정에서 냉각시 과포화되어 균일 연신율이 저하되므로 60ppm이하로 제한한다.

황 [S] : 0.006%이하

황(S)은 인성 용접성을 저해하고 MnS 비금속 개재물을 증가시켜 강의 가공중 크랙을 발생하며 과다 첨가시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화하므로 그 상한치를 0.006%이하로 제한한다

질소나 황의 경우에는 불가피하게 첨가되는 불순물의 개념이므로 굳이 여기서는 의의를 두지 아니한다.

본 발명은 제강공정을 통해 상기한 조성의 용강을 얻은 후에 연속주조공정을 통해 슬라브로 제조하고, 가열로를 통해 가열한 후에 열간 압연을 거쳐 원하는 두께의 강재로 압연하며, 권취 공정 및 냉간 압연 공정을 거친후에 소둔 공정을 통해 원하는 강판을 제조한다.

각 공정은 아래와 같다.

[가열로 공정]

재가열은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위한 것이다. 재가열은 1200±50℃의 온도범위로 가열한다. 이는 재가열 온도가 낮으면 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 과도하게 높으면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트의 입도가 조대화되면서 강도가 감소하기 때문이다.

[열간압연 공정]

가열로 공정에서 재가열된 슬라브는 Ar1 이상 Ar3 이하의 온도에서 열간압연을 마무리한다. 보다 상세하게는 850℃이하에서 후단강압 방식에 의하여 열간압연을 마무리하여 2상의 열연코일을 제조한다.

열간압연 마무리 온도를 Ar1 이상 Ar3 이하로 실시하는 것은 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역에서 압연을 실시하여 <110>방향의 집합조직을 일부 잔류시키기 위함이다.

그리고 후단강압 방식을 채택하는 이유는 전단강압 방식에 의하여 압연하면 표면상에 존재하는 압연 잔류응력으로 인하여 권취 후 강판의 표면부 결정립만 조대화되는 경향이 발생하기 때문이다. 후단강압 방식은 강판의 전단부보다 후단부의 압연율을 크게 하는 것이다.

권취는 600℃ 미만에서 마무리한다. 이는 강판의 결정립 및 탄화물을 미세화하여 소둔시의 온도를 저하시킬 수 있는 장점을 가지며, 후단강압 방식에 의하여 제조된 방향성을 띤 집합조직을 유지시켜 소둔 열처리 후 r값을 향상시키기 때문이다.

하지만 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 고용탄소를 완전히 석출하지 못하여 석출강화 효과가 저하되거나 판 형상 불량의 문제가 발생할 수 있으므로 그 하한치를 500℃로 정한다.

[냉간압연 공정]

강판의 최종 원하는 두께를 얻고 원하는 재질을 얻기 위해 냉간압연 하는 단계로서, 상온에서 50~60%의 압하율로 냉간압연을 실시한다.

[소둔 공정]

열간압연 냉간압연을 거친 강판을 Ar1~Ar3 미만에서 소둔 열처리를 실시하고 냉각한다. 이후 10.0 ~ 50℃/sec 의 냉각 속도로 400~500℃의 온도 영역으로 냉각한다. 이는, 그 냉각속도가 너무 느릴 때는 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트 퍼얼라이트(세멘타이트), 베이나이트로 변태하기 때문이며, 냉각속도가 너무 빠를 때는 재질 불균일의 문제가 발생하기 때문이다.

이하, 상술한 고강도 고성형 강판 및 그 제조방법을 실시예를 통해 상세히 설명하기로 한다.

또한, 아래에서는 본 발명의 실시예와 다른 비교예를 대비하여 설명하기로 하며, 표 1에서는 본 발명의 실시예와 다른 비교예의 화학 성분을 나타낸 것이고, 표 2에서는 표 1의 각 예들의 효과를 나타낸 것이다.

구분	C	Si	Mn	Al	Cr	N	Ar3(℃)
비교예1	0.077	0.11	1.55	0.51	-	34	849
비교예2	0.076	0.13	1.85	0.51	-	34	848
비교예3	0.075	0.10	1.65	0.53	-	36	850
발명예1	0.062	0.12	1.51	0.49	0.15	33	852
발명예2	0.064	0.11	1.50	0.49	0.21	31	850
발명예3	0.061	0.10	1.55	0.50	0.30	32	850

표 1의 각 실시예와 비교예들로 조성된 슬라브를 1100℃에서 2시간 재가열한 후 840℃에서 전단강압 방식과 후단강압 방식을 사용해 2.8mm로 열간 마무리 압연한 후에 580℃로 권취하였다. 다음으로 산세하고 두께 0.7mm로 냉간압연한 후에, 냉간압연된 강판을 700~800℃로 소둔 처리한 다음 초당 460℃로 과시효 처리후 아연욕에 침적하였으며 최종적으로 500℃로 합금화 열처리를 행하고 냉각하였다.

구분	열간압연조건			냉연 소둔 열처리 온도 (℃)	YS (MPa)	TS (MPa)	El(%)	r-value	항복비	도금성
	FDT (℃)	CT(℃)	열간하중제어
비교예1-1	840	580	전단강압	750	338.6	576.9	30.4	0.97	58.7	양호
비교예1-2	840	580	전단강압	800	342.0	574.0	30.4	0.96	59.6	양호
발명예1-3	840	580	후단강압	750	331.7	585.5	30.3	1.12	56.7	양호
발명예1-4	840	580	후단강압	800	335.2	579.7	30.3	1.11	57.8	양호
비교예2-1	840	580	전단강압	750	329.7	580.9	28.6	0.98	56.8	양호
비교예2-2	840	580	전단강압	800	333.0	578.0	28.6	0.97	57.6	양호
발명예2-3	840	580	후단강압	750	323.0	589.6	28.5	1.10	54.8	양호
발명예2-4	840	580	후단강압	800	326.0	583.8	28.5	1.10	55.9	양호
비교예3-1	840	580	전단강압	750	318.2	562.8	30.1	1.00	56.5	양호
비교예3-2	840	580	전단강압	800	321.4	560.0	30.1	0.99	57.4	양호
발명예3-3	840	580	후단강압	750	311.8	571.2	30.0	1.14	54.6	양호
발명예3-4	840	580	후단강압	800	315.0	565.6	30.0	1.13	55.7	양호
비교예4-1	840	580	전단강압	750	315.8	524.6	32.5	1.09	60.2	양호
비교예4-2	840	580	전단강압	800	319	522.0	32.5	1.08	61.1	양호
발명예4-3	840	580	후단강압	750	309.4	532.4	32.4	1.32	58.1	양호
발명예4-4	840	580	후단강압	800	312.6	527.2	32.4	1.32	59.3	양호
비교예5-1	840	580	전단강압	750	304.9	535.7	32.1	1.05	56.9	양호
비교예5-2	840	580	전단강압	800	308	533.0	32.1	1.02	57.8	양호
발명예5-3	840	580	후단강압	750	298.8	543.7	32.0	1.32	55.0	양호
발명예5-4	840	580	후단강압	800	301.8	538.3	32.0	1.30	56.1	양호
비교예6-1	840	580	전단강압	750	302.0	563.8	30.5	1.07	53.6	양호
비교예6-2	840	580	전단강압	800	305.0	561.0	30.5	1.06	54.4	양호
발명예6-3	840	580	후단강압	750	295.9	572.2	30.4	1.35	51.7	양호
발명예6-4	840	580	후단강압	800	298.9	566.5	30.4	1.33	52.8	양호

표 2에 나타난 바와 같이 본 발명의 실시예들, 즉 적정 소입원소(Mn, Si, Cr)를 첨가하고, 열간압연시 후단강압 방식을 사용한 강에서 r값의 증가 뚜렷하게 관찰된다. 이는 열연상태에서 {111}<110>방향의 집합조직이 일부 형성되어 이후의 냉간압연과 소둔 열처리 후 {111}<112>집합조직의 발달에 영향을 주기 때문이며, 소둔 열처리 온도를 낮게 하였을 때 r값은 더욱 높게 형성되었다.

또한, 표 2를 살펴보면, 인장강도 값이 증가할수록 항복강도가 감소하는데, 이는 인장강도 값이 증가할수록(조직상에 마르텐사이트 면적분율이 증가할수록) 결정립 내에 존재하는 고용 탄소량이 감소하여 전위가 수월하게 이동할 수 있기 때문이다.

Claims (5)

1. 중량 %로, 탄소(C) 0.04~0.15%, 실리콘(Si) 0.01~0.5%, 망간(Mn) 0.8~1.9%, 알루미늄(Al) 0.01~0.5%, 크롬(Cr) 0.01~0.3%로 구성되고, 질소(N) 60ppm 이하를 함유하며, 나머지 함량을 철(Fe) 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진 강판을 열연시 Ar1~Ar3의 온도 범위에서 후단 강압 방식으로 열간압연을 마무리하고, 냉간압연한 후에 Ar1 ~ Ar3의 온도 범위 내에서 소둔 열처리하여서,

   페라이트가 85~95%의 면적분율을 가지고, 마르텐사이트가 5~15%의 면적분율을 갖도록 한 것을 특징으로 하는 고강도 고성형 강판의 제조방법.
2. 삭제
3. 청구항 1에 있어서,

   상기 열간압연 후 500~600℃의 온도에서 권취하는 단계를 더 구비하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형 강판의 제조방법.
4. 청구항 3에 있어서,

   상기 소둔 열처리 후 열처리하는 단계에서 10~50℃/sec의 냉각속도로 400~500℃까 지 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 고성형 강판의 제조방법.
5. 삭제