KR101243002B1

KR101243002B1 - 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101243002B1
Application number: KR1020100132174A
Authority: KR
Inventors: 이규영; 김지원; 구민서; 진영훈; 곽재현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-12-22
Filing date: 2010-12-22
Publication date: 2013-03-12
Also published as: KR20120070739A

Abstract

본 발명은 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 구조부재 및 건축자재 등에 사용될 수 있는 연신율이 우수한 고강도 강판및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0%이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 1.3~3.0%, N: 0.02%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직은 면적분율로 10~40%의 오스테나이트와 잔부 페라이트로 이루어지는 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면 기존의 AHSS(Advanced High Strength Steel)인 TRIP, DP, CP강과 비슷한 수준의 인장강도를 지님과 동시에 연성 또한 우수한 강판을 제공할 수 있다.

Description

연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT ELONGATION AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차 구조부재 및 건축자재 등에 사용될 수 있는 연신율이 우수한 고강도 강판및 그 제조방법에 관한 것이다.

고강도 강판은 자동차 차체 등 여러가지 용도에 사용되어 왔으며, 최근에는 고용강화강 대비 성형성이 비교적 우수한 변태조직강이 개발되었다.

상기 변태조직강은 소위 DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등으로 대표되며, 이들 변태조직강은 각각 모상과 제2상의 종류 및 분율에 따라 기계적 성질, 즉 인장강도 및 연신율 수준이 달라지게 된다. 그러나, 이들 변태조직강은 인장강도와 연신율의 밸런스(TS X El)가 20,000이상의 값을 넘기는 경우가 거의 없다는 것이 이미 잘 알려져 있다.

한편, 상기 변태조직강 외에 강중 C 및 Mn을 다량 첨가하여 오스테나이트 단상을 구성하는 TWIP(Twinning Induced Plasticity)강이 있는데, 상기 TWIP강의 경우에는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS X El)가 50,000MPa%이상의 값을 보임으로서 극히 우수한 재질 특성을 나타낸다.

그러나, 일반적으로 TWIP강을 제조하기 위해서, C의 함량이 0.4중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 25중량%이상, C의 함량이 0.6중량%인 경우에는 Mn량이 약 20중량%이상이 되지 않으면 모상중에 쌍정(twinning)현상을 일으키는 오스테나이트가 안정적으로 확보되지 않고, 가공성에 극히 해로운 HCP구조의 입실론 마르텐사이트(ε)와 BCT구조의 마르텐사이트(α')가 형성되기 때문에 상온에서 안정적으로 오스테나이트가 존재할 수 있도록 다량의 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여야 한다. 이와 같이, 합금성분이 다량 첨가되는 TWIP강은 합금성분으로부터 기인하는 문제점 때문에 주조, 압연 공정 등의 제조기술이 매우 어려울 뿐만 아니라 합금원가의 큰 상승으로 제조비용이 높은 단점이 있다.

따라서, 상기 DP, TRIP강의 가공성을 향상시키고, TWIP강의 높은 제조원가를 낮추고자 하는 관점에서 많은 시도들이 있었다. 또한, 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위하여 판상의 마르텐사이트 사이에 레쓰(lath)상의 오스테나이트를 형성시키는 방법(Q&P, Quenching & Partitioning Process), 소둔 전에 레쓰(lath)상의 마르텐사이트를 형성시켜 잔류오스테나이트를 안정화시키는 방법(TAM, Trip Aided Annealed Martensite)들이 연구되어 왔다.

그러나, 이들 방법 모두 기본적으로 C량이 0.3%이상을 갖는 강재를 이용하므로 용접성에 문제가 있으며, 또한 레쓰(lath)상의 마르텐사이트를 만들기 위한 별도의 설비투자 등이 필요하므로 상업적으로 생산이 매우 어렵다는 문제가 있다.

본 발명은 조성성분 및 제조조건을 제어함으로써, 인장강도와 연신율의 밸런스(TS×El)가 20,000MPa·%이상의 값을 갖는 연신율이 우수한 고강도 강판을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0%이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 1.3~3.0%, N: 0.02%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직은 면적분율로 10~40%의 오스테나이트와 잔부 페라이트로 이루어지는 연신율이 우수한 고강도 강판을 제공한다.

상기 강판은 Ti: 0.005~0.3%, Nb: 0.005~0.3% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있으며, Mo: 0.001~0.3% 또는 Ni: 0.001~0.3% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함할 수 있고, B: 0.0001~0.01%를 추가로 포함할 수 있다.

상기 강판은 인장강도가 780MPa이상인 것이 바람직하며, 연신율이 20%이상인 것이 바람직하고, 인장강도와 연신율 밸런스(TS×El)가 20,000MPa·%이상인 것이 바람직하다.

상기 강판은 열연강판, 냉연강판 또는 아연도금강판일 수 있으며, 이때, 상기 아연도금강판은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.

본 발명은 중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0%이하(0은 제외), Mn: 3.0~7.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 1.3~3.0%, N: 0.02%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 재가열단계; 상기 재가열된 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃가 되도록 열간압연하여 강판을 제조하는 열간압연단계; 상기 열간압연된 강판을 760℃이하에서 권취하는 권취단계; 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 냉간압연단계; 및 상기 냉간압연된 강판을 730~800℃에서 소둔열처리하는 소둔단계를 포함하는 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

상기 슬라브는 Ti: 0.005~0.3%, Nb: 0.005~0.3% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있으며, Mo: 0.001~0.3% 또는 Ni: 0.001~0.3% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함할 수 있고, B: 0.0001~0.01%를 추가로 포함할 수 있다.

또한, 상기 권취단계 후에는 500~700℃에서 열처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있으며, 상기 냉간압연단계 전에는 산세를 행할 수 있다. 상기 소둔단계 후에는 아연도금을 행할 수 있으며, 이 때, 상기 아연도금은 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금인 것이 바람직하다.

본 발명에 의하면 기존의 AHSS(Advanced High Strength Steel)인 TRIP, DP, CP강과 비슷한 수준의 인장강도를 지님과 동시에 연성 또한 우수한 강판을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

C: 0.07~0.2%(이하 %는 중량%를 의미함)

탄소(C)의 함량은 0.07~0.2%가 바람직하다. 상기 C는 잔류 오스테나이트 안정화 및 강도 확보를 위하여 필요하므로 0.07%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.2%를 초과하면 용접성이 열위하게 되므로, 상기 C의 함량범위는 0.07~0.2%로 하는 것이 바람직하다.

Si: 2.0%이하(0은 제외)

실리콘(Si)의 함량은 2.0%이하(0은 제외)가 바람직하다. 상기 Si는 페라이트내에서 탄화물이 석출하는 것을 억제하여, 탄소의 오스테나이트로의 농화를 촉진하고, 결과적으로 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소이다. 그러나, 2%를 초과하는 경우에는 냉간압연성을 악화시키므로, 그 상한을 2%로 한정하는 것이 바람직하다.

Mn: 3.0~7.0%

망간(Mn)의 함량은 3.0~7.0%가 바람직하다. 상기 Mn은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소로 잘 알려져 있는데, Mn이 3% 미만인 경우에는 TRIP강을 구성하게 되어 본 발명의 이상조직의 확보가 어려우며, 7%를 초과하는 경우에는 전로 조업시 합금 투입량 과다로 인하여 공정 비용이 증가될 수 있으므로, 상기 Mn의 함량범위는 3.0~7.0%로 하는 것이 바람직하다.

P: 0.03%이하(0은 제외)

인(P)의 함량은 0.03%이하(0은 제외)가 바람직하다. 상기 P는 불순물 원소로서, 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지기 때문에, 그 상한을 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다.

S: 0.015%이하(0은 제외)

황(S)의 함량은 0.015%이하(0은 제외)가 바람직하다. 상기 S는 P와 마찬가지로 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면, 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에, 그 상한을 0.015%로 한정하는 것이 바람직하다.

Al: 1.3~3.0%

알루미늄(Al)의 함량은 1.3~3.0%가 바람직하다. 상기 Al은 페라이트역을 확대하는 합금원소로써, 본 발명과 같이 연속소둔을 활용한 이상조직강 제조시에 소둔온도를 높이는 장점이 있어서, 소둔로 연속작업시 타 강종과의 연결작업이 용이한 장점이 있다. 다만, 상기 Al이 1.3%미만인 경우에는 소둔온도 상승의 효과가 적으며, 이상조직의 확보가 어렵다는 단점이 있으며, 3%를 초과하는 경우에는 강도가 급격히 하락하는 단점이 있으므로, 상기 Al의 함량범위는 1.3~3.0%로 하는 것이 바람직하다.

N: 0.02%이하(0은 제외)

질소(N)의 함량은 0.02%이하(0은 제외)가 바람직하다. 상기 N은 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 0.02%를 초과하면 취성이 발생할 위험성이 크게 증가되므로, 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판은 상기 성분 이외에 Ti: 0.005~0.3%, Nb: 0.005~0.3% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다. 상기 Ti, Nb 및 V는 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti, Nb 및 V의 함량이 0.005%미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다.

이에 더하여, Mo: 0.001~0.3% 또는 Ni: 0.001~0.3% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함할 수 있는데, 상기 Mo는 펄라이트 형성 억제와 오스테나이트 안정화에, 상기 Ni은 오스테나이트 안정화에 효과가 있다. 상기 Mo 또는 Ni의 함량이 0.001%미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 제조비용이 급격히 상승되는 단점이 있다.

추가로 B: 0.0001~0.01%를 더 포함할 수 있는데, 상기 B는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있어서, 이상역 소둔후 냉각시에 추가적인 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 상기 B의 함량이 0.0001%미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 오히려 Fe₂₃(C,B)₆의 석출에 의하여 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 있다.

본 발명이 제안하는 강판은 미세조직이 면적분율로 10~40%의 오스테나이트와 잔부 페라이트로 구성되는 것이 바람직하다. 상기 오스테나이트 조직이 10%미만인 경우에는 연성확보가 용이하지 않으며, 40%를 초과하는 경우에는 Mn을 과량으로 첨가해야 하므로, 공정 비용이 상승하게 된다.

또한, 본 발명의 강판은 인장강도가 780MPa이상인 것이 바람직하며, 연신율은 20%이상인 것이 바람직하다. 또한, 인장강도와 연신율 밸런스(TS×El)를 20,000MPa·%이상으로 확보할 수 있다.

전술한 본 발명의 강판은 열연강판, 냉연강판 또는 아연도금강판일 수 있으며, 이때, 상기 아연도금강판은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.

상기 조성성분 및 범위를 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열한다. 상기 재가열온도가 1100℃미만이면 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다.

상기 재가열된 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃가 되도록 열간압연하여 강판으로 제조한다. 상기 마무리 압연온도가 800℃미만이면 압연하중이 크게 증가하게 되는 문제점이 있으며, 1000℃를 초과하게 되면 표면의 스케일양이 증가할 수 있다. 본 발명강은 성분범위에 따라서 단상역 혹은 이상역 압연이 가능하다.

상기 열간압연 후, 열간압연된 강판을 760℃이하에서 권취한다. 상기 권취온도가 760℃를 초과하면 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있다. 상기 권취는 상온에서도 실시할 수 있으므로, 특별히 그 하한에 대하여 한정하지는 않는다.

상기 권취공정 이후, 500~700℃에서 열처리하는 단계를 추가할 수도 있는데, 이는 상기 열처리를 통해, 열연판의 강도를 하향시킬 수 있으며, 이를 통해, 냉간압연시 부하를 저감시킬 수 있다. 상기 열처리 온도가 500℃미만인 경우에는 강도 하향의 효과가 적으며, 700℃를 초과하게 되면 강판이 서로 달라붙는 현상이 발생하여 표면 결함으로 이어질 수 있으며, 이에 따라 생산성이 저하될 수 있다.

이후, 상기 권취된 강판에 대해 냉간압연을 실시한다. 상기 냉간압연 전에는 산세를 행할 수 있는데, 당해 기술분야에서 통상적인 방법으로 행하면 된다. 상기 냉간압연된 강판을 730~800℃에서 소둔열처리함으로써, 본 발명이 제안하는 냉연강판을 제조할 수 있는데, 상기 연속소둔시 소둔온도가 730℃미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태 부족 및 재결정이 부족한 사유로 연신율의 확보가 어려울 수 있으며, 800℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 단상역 소둔에 의하여 본 발명의 목적인 이상조직강 확보가 어렵다는 문제가 있다.

상기 소둔열처리 후에는 강판에 아연도금처리를 행할 수도 있는데, 상기 아연도금처리로는 용융아연도금 또는 합금화 아연도금을 행할 수 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.

(실시예)

하기 표 1의 조성을 갖는 강을 34Kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 사이징 압연을 통하여 슬라브로 제조하였다. 상기 슬라브에 대해서 1200℃의 온도에서 1시간 유지 후, 900℃에서 마무리 압연 후, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 이를 산세 및 50% 냉간압연 후에 하기 표 2에 기재된 소둔온도로 열처리한 시편에 대하여 기계적 성질을 측정하고 미세조직을 분석한 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 다만, 미세조직에 대한 결과는 소둔처리를 770℃에서 행한 시편에 한해서만 기재하였다.

구분	화학조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	S	P	Al	N	기타
비교강1	0.057	1.62	6.37	0.0050	0.010	2.29	0.0038	-
발명강1	0.113	0.09	5.22	0.0052	0.011	2.84	0.0033	-
비교강2	0.104	1.58	6.28	0.0060	0.010	1.04	0.0050	-
발명강2	0.105	1.58	6.23	0.0048	0.012	2.23	0.0030	-
비교강3	0.152	1.59	4.13	0.0045	0.011	1.06	0.0045	-
발명강3	0.156	1.63	4.14	0.0047	0.012	2.26	0.0028	-
비교강4	0.156	1.60	4.15	0.0038	0.010	3.47	0.0021	-
발명강4	0.158	0.09	5.17	0.0044	0.011	2.83	0.0029	-
비교강5	0.154	0.08	4.97	0.0032	0.012	3.74	0.0022	-
비교강6	0.154	1.60	6.29	0.0059	0.011	1.06	0.0048	-
발명강5	0.153	1.56	6.11	0.0054	0.010	2.28	0.0037	-
비교강7	0.154	1.58	6.09	0.0033	0.010	3.41	0.0022	-
발명강6	0.159	1.55	6.21	0.0045	0.011	2.08	0.0021	Ti:0.03
발명강7	0.148	1.59	5.89	0.0034	0.011	2.18	0.0034	Nb:0.02
발명강8	0.151	1.55	6.31	0.0026	0.012	2.12	0.0031	V:0.02
발명강9	0.145	1.57	6.01	0.0044	0.010	2.31	0.0033	Mo:0.12
발명강10	0.148	1.53	5.91	0.0047	0.010	2.08	0.0047	Ni:0.09
발명강11	0.152	1.49	6.13	0.0051	0.011	2.13	0.0027	B:0.002

구분		소둔온도 (℃)	YS (MPa)	TS (MPa)	Total El (%)	TS×El (MPa·%)	오스테나이트 분율 (면적%)
강종	시편No.	소둔온도 (℃)	YS (MPa)	TS (MPa)	Total El (%)	TS×El (MPa·%)	오스테나이트 분율 (면적%)
비교강1	비교예1	770	717	974	16.1	15681	13.1
비교강1	비교예2	800	584	1001	11.6	11612	-
발명강1	비교예3	710	816	821	14.6	11987	-
	발명예1	740	765	877	27.5	24118	-
	발명예2	770	707	976	21.2	20691	18.7
비교강2	비교예4	770	523	1529	7.9	12079	3.6
비교강2	비교예5	800	848	1599	7.2	11513	-
발명강2	발명예3	740	937	1033	27.5	28408	-
발명강2	발명예4	770	865	1116	20.5	22878	19.3
비교강3	비교예6	770	420	1293	12.8	16550	4.1
비교강3	비교예7	800	616	1466	10.8	15833	-
발명강3	비교예8	710	690	805	20.9	16825	-
	발명예5	740	701	824	30.9	25462	-
	발명예6	770	677	894	28.9	25837	18.4
	발명예7	800	626	1044	20.9	21820	-
비교강4	비교예9	740	669	809	18.8	15209	-
비교강4	비교예10	770	919	767	32.2	24697	8.7
발명강4	비교예11	710	993	883	11.1	9801	-
	발명예8	740	871	929	27.5	25548	-
	발명예9	770	807	1050	22.1	23205	21.5
비교강5	비교예12	740	747	776	21.7	16839	-
비교강6	비교예13	770	513	1684	9.9	16672	8.4
비교강6	비교예14	800	793	1748	6	10488	-
발명강5	발명예10	740	956	1042	30.5	31781	-
	발명예11	770	1069	1389	28.8	40003	26.3
	발명예12	800	794	1293	21.8	28187	-
비교강7	비교예15	740	846	901	20.6	18561	-
발명강6	발명예13	770	1089	1401	26.8	37547	25.1
발명강7	발명예14	770	1099	1399	25.6	35814	24.6
발명강8	발명예15	770	1055	1375	24.6	33825	22.1
발명강9	발명예16	770	1049	1415	30.2	42733	26.8
발명강10	발명예17	770	1049	1400	29.1	40740	25.5
발명강11	발명예18	770	1064	1395	27.8	38781	24.3

상기 표 1 및 2에서 알 수 있듯이, 본 발명에 부합하도록 제조된 발명예 1 내지 18은 적정 범위의 오스테나이트를 확보함으로써 우수한 인장강도와 연신율을 가지며, 이들의 곱인 인장강도×연신율 밸런스 또한 우수한 수준임을 확인할 수 있다.

반면에, 비교예 1 및 2는 본 발명의 소둔조건에 부합되었음에도 불구하고, 탄소를 적게 함유하고 있어, 일정 수준 이상의 인장강도×연신율 밸런스를 확보하지 못하고 있다.

비교예 3 내지 15 또한 본 발명의 조성성분 및 범위와 소둔조건 중 어느 하나를 만족하지 않음에 따라, 기계적 물성이 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0%이하(0은 제외), Mn: 5.17~7.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 1.3~3.0%, N: 0.02%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
미세조직은 면적분율로 10~40%의 오스테나이트와 잔부 페라이트로 이루어지고,
인장강도가 780MPa이상인 연신율이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 Ti: 0.005~0.3%, Nb: 0.005~0.3% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 연신율이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 Mo: 0.001~0.3% 또는 Ni: 0.001~0.3% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 연신율이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 B: 0.0001~0.01%를 추가로 포함하는 연신율이 우수한 고강도 강판.
삭제
제1항에 있어서, 상기 강판은 연신율이 20%이상인 것을 특징으로 하는 연신율이 우수한 고강도 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판은 인장강도와 연신율 밸런스(TS×El)가 20,000MPa·%이상인 연신율이 우수한 고강도 강판.
제1항 내지 제4항, 제6항 및 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은 열연강판, 냉연강판 또는 아연도금강판인 것을 특징으로 하는 연신율이 우수한 고강도 강판.
제8항에 있어서, 상기 아연도금강판은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판인 것을 특징으로 하는 연신율이 우수한 고강도 강판.
중량%로, C: 0.07~0.2%, Si: 2.0%이하(0은 제외), Mn: 5.17~7.0%, P: 0.03%이하(0은 제외), S: 0.015%이하(0은 제외), Al: 1.3~3.0%, N: 0.02%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 재가열단계;
상기 재가열된 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 800~1000℃가 되도록 열간압연하여 강판을 제조하는 열간압연단계;
상기 열간압연된 강판을 760℃이하에서 권취하는 권취단계;
상기 권취된 강판을 냉간압연하는 냉간압연단계; 및
상기 냉간압연된 강판을 730~800℃에서 소둔열처리하는 소둔단계를 포함하고,
상기 권취단계 후, 500~700℃에서 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제10항에 있어서, 상기 슬라브는 Ti: 0.005~0.3%, Nb: 0.005~0.3% 및 V: 0.005~0.3%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제10항에 있어서, 상기 슬라브는 Mo: 0.001~0.3% 또는 Ni: 0.001~0.3% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제10항에 있어서, 상기 슬라브는 B: 0.0001~0.01%를 추가로 포함하는 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
삭제
제10항에 있어서, 상기 냉간압연단계 전, 산세를 행하는 것을 특징으로 하는 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제10항 내지 제13항, 제15항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 소둔단계 후, 아연도금을 행하는 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
제16항에 있어서, 상기 아연도금은 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금인 것을 특징으로 하는 연신율이 우수한 고강도 강판의 제조방법.