KR101353787B1

KR101353787B1 - 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101353787B1
Application number: KR1020110142590A
Authority: KR
Inventors: 한성호; 조항식; 한태교; 안연상
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2011-12-26
Filing date: 2011-12-26
Publication date: 2014-01-22
Also published as: CN104024452A; JP5865516B2; CN104024452B; KR20130074503A; JP2015507094A; WO2013100485A1

Abstract

본 발명의 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.07~0.095%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%를 포함하고, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Mn 및 Mo는 관계식 1: 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si*Mo ≤ 5.2를 만족하며, 상기 C, Mn, Si, P 및 S는 관계식 2: C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.24를 만족할 수 있다. 또한, 본 발명의 다른 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법은 상기 성분계를 만족하는 슬라브를 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 750~820℃에서 연속소둔하는 단계, 상기 연소소둔된 강판을 1~10℃/s의 냉각속도로 650~700℃까지 냉각하는 제 1냉각하는 단계, 상기 제 1냉각된 강판을 5~20℃/s의 냉각속도로 400~500℃까지 냉각하는 제 2냉각하는 단계 및 상기 강판을 300~400℃에서 과시효처리하는 단계를 포함할 수 있다.

Description

용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH COLDE ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WELDABILITY AND BENDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차용 강재로 사용할 수 있는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 냉연강판에 관한 것이다.

최근들어, 환경보전을 위한 과제로서 연비규제가 강화되면서 자동차 차체의 경량화가 적극적으로 요구되고 있다. 이러한 요구에 대응되는 방안의 하나로서, 강판의 고강도화에 의한 자동차 소재의 무게 감소하는 방안이 대두되었다. 더불어, 충돌 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 980MPa이상의 초고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 사용량이 증대하고 있다. 그러나 강판의 고강도화는 성형 가공성 및 용접성의 저하를 유발하기 때문에 이를 보완한 재료의 개발이 필요하였다.

이와 같은 요구에 대하여 지금까지 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강)이나 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, TRIP)강 등과 같은 변태조직강판이 개발되어 왔다. 그리고, 이들 변태강화강을 첨단고강도강(Advance High Strength Steel: AHSS)이라고도 한다. 상기 DP강은 연질의 페라이트내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균질하게 분산되어 고강도를 확보하는 강을 말한다. 또한, 상기 CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb등의 석출경화원소를 포함하는 강이다. 그리고, TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류오스테나이트를 상온에서 가공하여 마르텐사이트로 변태시켜 고강도 및 고연성을 확보하는 강종이다.

이와 관련되어 다양한 특허문헌에서 여러 종류의 기술 제안되었다. 이러한 기술로서, 특허문헌 1 내지 4를 들 수 있는데, 이러한 발명은 그 대부분이 연성의 향상을 도모하기 위해 개발된 것이고 실제 부품 가공시 중요한 척도인 굽힘가공성이나 용접성 등에 대해서는 충분한 고려가 이루어지지 않았다.

그리고, 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 강판이 주로 사용되는 차체 구조용이나 보강재로서 가장 중요한 특성은 점용접성과 굽힘가공성이다. 구조용 또는 보강재는 충돌시에 충돌 에너지를 흡수함으로써 승객을 보호하는 역할을 하고 있으며, 점 용접부의 강도가 충분하지 않으면 충돌시 파단되어 충분한 충돌 흡수에너지를 얻을 수 없다. 따라서 자동차사에서는 용접성을 나타내는 지표인 탄소당량, Ceq값(C+Mn/20+Si/30+2P+4S)을 가능한 낮추기를 요구하고 있다. 또한, 용접성에 대한 요구조건은 자동차사별로 다소 차이가 있으나, 가장 엄격한 기준은 Ceq값≤ 0.24이며, 동시에 강에 첨가되는 탄소함량이 0.1%이하의 조건을 만족하도록 요구하고 있다.

한편, 이러한 초고강도 강재가 실제 사용되는 부위들은 주로 사이드 실(sill side)과 같이 부품으로서, 굽힘(bending)에 의한 가공이 대부분이므로, 아무리 연신율이 우수하더라도 굽힘가공성(bendability)이 열화하면 부품으로 사용할 수 없다. 굽힘가공성은 단위두께에 대한 최소 굽힘반경의 비(R/t)를 의미하며, 여기서 최소 굽힘반경비(R)는 Bending 시험후 판의 외권부에 크랙이 발생하지 않는 최소 반경을 의미한다. 굽힘가공성에 대한 요구는 자동차사별로 다소 차이가 있으나 가장 엄격한 수준은, 인장강도 980MPa급 냉연강판기준으로 R/t≤1의 조건을 만족하도록 요구하고 있다. 굽힘가공성을 개선시키기 위한 방법으로는 강내에 존재하는 변태상의 구성 및 비율을 적절히 제어하여야 하며, 도 1에 도시한 바와 같이, 연질상과 경질상의 강도비가 낮을수록 굽힘가공성이 우수하다고 알려져 있다. 이를 위해서는 마르텐사이트 대신에 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)를 생성시켜야 하지만, 도 2에 도시한 바와 같이, 이러한 변태상들은 항복강도가 급격히 증가하고 연신율을 현저히 저하시키는 문제점을 가지고 있으므로 변태상들의 구성비를 적절히 확보하는 것이 무엇보다 중요하다.

한편, 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 강판을 실 공정에서 제조하는 경우, 항복강도 또한 매우 높기 때문에 중간소재인 열연판의 높은 강도로 인해 냉간압연성이 크게 저하하고, 또한 소둔 열처리시 급냉 열처리 조건을 적용해야하기 때문에 조업성이 크게 저하하는 문제점이 있다. 또한 이러한 소재들은 강중에 존재하는 변태상들이 소둔온도에 매우 민감하게 변화하기 때문에 약간의 소둔온도 변화에 의해서도 변태상들의 종류 및 구성비가 달라져 항복강도가 현저히 변하고 연신율이 저하되지 때문에 보다 넓은 소둔온도범위에서 안정된 재질을 확보할 수 있는 신제품의 개발이 필요하지만 상기 특허문헌 1 내지 4 및 특허문헌 5 등의 공지 기술에서는 이에 대한 검토가 충분히 이루어지지 않았다.

일본 특허공개 1994-145892호 일본 등록특허공보 2660644호 일본 등록특허공보 2704350호 일본 등록특허공보 3317303호 일본 특허공개 2005-105367호

본 발명의 일측면은 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.07~0.095%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%를 포함하고, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Mn 및 Mo는 관계식 1: 60C-0.2Si-0.15Mn+2.2Si*Mo≤5.2를 만족하며, 상기 C, Mn, Si, P 및 S는 관계식 2: C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24를 만족할 수 있다.

본 발명의 다른 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.07~0.095%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%를 포함하고, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Mn 및 Mo는 관계식 1: 60C-0.2Si-0.15Mn+2.2Si*Mo≤5.2를 만족하며, 상기 C, Mn, Si, P 및 S는 관계식 2: C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24를 만족하는 슬라브를 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계, 상기 냉간압연된 강판을 750~820℃에서 연속소둔하는 단계, 상기 연소소둔된 강판을 1~10℃/s의 냉각속도로 650~700℃까지 냉각하는 제 1냉각하는 단계, 상기 제 1냉각된 강판을 5~20℃/s의 냉각속도로 400~500℃까지 냉각하는 제 2냉각하는 단계 및 상기 강판을 300~400℃에서 과시효처리하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명의 일측면에 따르면, 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 냉연강판을 제조하는데 있어서, 서냉 열처리방법을 이용하여 페라이트와 베이나이트, 마르텐사이트의 분율을 적절하게 제어함으로써 소둔온도 범위가 ±20℃수준의 넓은 구간에서의 소둔 열처리조건에서도, 항복강도의 차이가 80MPa 이하로 매우 우수하여, 안정한 재질을 확보할 수 있는 냉연강판을 제공할 수 있다.

더불어, 연신율 12% 이상 및 굽힘가공성이 R/t값으로 1.0 이하를 만족하면서, 동시에 첨가되는 탄소함량이 0.1%이하이며, 용접성을 나타내는 지표인 Ceq값이 0.24이하인 냉연강판을 제공할 수 있다.

도 1은 페라이트와 경질상의 경도비에 따른 구멍확장율을 나타내는 그래프이다.
도 2는 연신율에 따른 구멍확장율을 나타내는 그래프이다.
도 3(a) 및 (b)는 2상조직강에서 소둔온도변화에 따른 재질의 변화(항복강도 및 인장강도)를 나타내는 그래프이다.
도 4는 관계식 1과 항복강도의 차이를 나타내는 그래프이다.
도 5는 종래예와 발명예의 열처리조건 및 변태거동의 모식도이다.
도 6(a) 및 (b)는 발명예 4 및 비교예 4의 주사전자현미경(SEM) 사진이다.
도 7(a) 내지 (d)는 발명예 4 및 비교예 4의 굽힙가공성 실험결과로서, 각각에 대한 광학현미경 및 주사전자현미경(SEM) 사진이다.
도 8(a) 내지 (c)는 발명예 4, 비교예 4 및 비교예 20의 소둔온도에 따른 항복강도, 인장강도 및 연신율을 나타낸 그래프이다.

본 발명자들은 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강재를 도출해내기 위하여 연구해낸 결과, 강재의 성분계 및 제조방법의 각 조건을 제어하여, 페라이트와 베이나이트, 마르텐사이트의 분율이 적절히 제어된 미세조직을 도출함으로서, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

일반적으로 2상조직강을 제조하기 위해서는, Ar1과 Ar3 사이의 2상영역에서 소둔 균열처리함으로써 적당량의 페라이트와 오스테나이트를 확보한 후 급냉을 통해 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시킴으로써 페라이트와 마르텐사이트를 확보한다. 이러한 강재의 특징은 연질의 페라이트에 의해 연성을 확보하고 마르텐사이트를 통해 원하는 수준의 강도를 확보하는 것이다. 그러나 2상조직강은 생성되는 두 상간의 강도차이가 매우 크기 때문에 외부의 변형시 상의 경계면에 크랙이 쉽게 발생할 수 있다. 이러한 크랙들은 구멍확장성 또는 굽힘가공성을 열화시키는 주된 요인이 된다.

이를 해결하기 위하여, 2상조직강의 상간 경도차이를 감소시키기 위해 마르텐사이트량을 감소시키고 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트를 생성시킬 수 있다. 이를 위하여, 소둔온도를 Ar3이상으로 높여 100%의 오스테나이트를 확보한 후 냉각을 통해 소량의 페라이트와 주상으로 베이나이트, 마르텐사이트를 확보하거나, 또는 2상역에서 소둔처리후 급냉하여 페라이트+마르텐사이트를 확보한 후 템퍼링을 통해 마르텐사이트내에 탄화물을 석출시킴(템퍼드 마르텐사이트)으로써 상간의 강도차이를 감소시킬 수 있다. 그러나, 인장강도 대비 항복강도의 과도한 증가로 인해 항복비(YR)가 증가하며, 연신율이 현저히 저하하는 문제가 있다. 또한 합금원소의 과도한 첨가로 인해 용접성이 열화될 수도 있다.

변태조직강에서 용접성과 더불어 굽힘가공성 및 강도, 연성등을 동시에 확보하기 위해서는 엄격한 성분 및 조업조건의 정립이 필요하다. 그러나 이러한 조건을 정립하더라도 또 다른 문제는 소둔온도의 변화에 따라 재질, 특히 항복강도의 변화가 매우 심하다는 것이다. 2상역에서 소둔을 하더라도 2상역내에서 온도가 변화하게 되면 오스테나이트의 함량이 달라지게 되고, 이로 인해 오스테나이트내 탄소함량이 변화하기 때문에 냉각시 베이나이트의 변태노즈(nose)가 이동하게 된다. 즉 소둔온도의 증가로 인해 오스테나이트내 탄소농도가 감소하게 되면 마르텐사이트 변태가 상대적으로 지연되고 베이나이트 변태가 촉진되어 베이나이트의 양이 증가하게 된다. 그러나 소둔온도가 낮아 오스테나이트내 탄소농도가 증가하게 되면 베이나이트 변태 노즈가 우측으로 이동, 즉 지연되어 마르텐사이트의 생성이 상대적으로 용이하게 된다. 이와 같이 동일 2상역구간에서도 소둔온도의 변화에 의해 오스테나이트내 탄소농화 정도에 따라 베이나이트량의 생성이 달라지며, 이러한 변화로 인해 재질뿐만 아니라 항복강도의 차이가 매우 커서 안정된 재질을 얻을 수 없다. 도 3(a) 및 (b)에 도시한 바와 같이, 2상조직강에서 소둔온도변화에 따른 재질의 변화를 확인할 수 있다. 소둔온도의 변화에 따라 강도의 변화가 매우 크며, 특히 항복강도 700MPa이하를 만족하면서 인장강도 980MPa이상을 확보하기 위한 소둔온도의 구간이 770~785℃로서 불과 15℃의 매우 좁은 범위에서만 적정 재질의 조건이 존재하는 것을 알 수 있다. 통상 조업에서의 최소한으로 요구하는 소둔온도 변화범위가 ±10℃인 점을 미루어 볼 때 최소 ±15℃이상의 소둔온도 범위확보가 필요하다.

본 발명에서는 이러한 문제를 해결하고자 수 많은 이론과 실험의 결합을 통해 2상역에서도 용접성, 굽힘가공성 및 인장특성을 동시에 만족하면서, 또한 소둔온도 구간이 ±20℃이상의 넓은 범위에서도 재질, 특히 항복강도의 차이가 80 MPa이하의 좁은 범위에서 확보할 수 있음을 인지하고 본 발명을 제안한다.

본 발명의 일측면에 따르면, 일정수준(R/t≤1) 이상의 굽힘가공성을 확보하기 위해서는 면적%로, 30~40% 수준의 베이나이트 분율 확보가 필요한 것이고, 이를 위하여, 본 발명의 일측면에 따르면, 2상역 소둔후 냉각조건을 제어하여 이러한 미세조직을 도출할 수 있는 것이다. 즉, 소둔후 베이나이트 변태구간에서 서냉을 통해 원하는 양의 베이나이트를 확보할 수 있는 것이다. 그러나 이러한 열처리방법도 성분의 제어를 동반하여야만 한다. 본 발명자들의 연구결과 소둔온도의 변화에 따른 항복강도를 차이를 줄이기 위해서는 C, Si, Mn, Mo의 적절한 첨가가 매우 중요하며, 또한 이러한 성분들의 조합이 하기 관계식 1에 의해 정의되는 것을 확인하였다.

관계식 1: 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2SiMo ≤ 5.2

또한, 도 4에 도시한 바와 같이, 관계식 1과 항복강도의 차이를 나타낸 것으로서, C, Si, Mn, Mo의 성분 관계식 조합이 5.2를 초과하는 경우 항복강도의 차이가 매우 증가하는 것을 알 수 있다. 따라서 항복강도의 차이를 안정된 범위인 80MPa 이하로 확보하기 위해서는 상기 관계식 1의 값이 5.2이하가 되도록 성분을 제어할 필요가 있다.

더불어, 용접성을 개선하기 위해, 본 발명의 일측면은 C, Si, Mn, P, S 의 함량이 하기 관계식 2 (C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24) 를 만족하며, 동시에 첨가되는 탄소함량이 0.1%이하가 되도록 합금 설계되는 것이 매우 중요하다.

관계식 2: C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.24

그리고, 상기 관계식 1은 소둔 후 서냉시 베이나이트의 양을 제어하기 위한 것으로서, 도 5의 열처리조건 및 변태거동의 모식도에서 알 수 있는 바와 같이, 용접성과 더불어 굽힘가공성, 인장특성을 동시에 만족시키기 위해서는 관계식 1의 조합과 더불어 서냉열처리에 의해 페라이트와 베이나이트 변태를 촉진시키는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.07~0.095 중량%

상기 C는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 또한, C는 고강도화를 도모하고 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. C의 함량이 증가하게 되면 강 중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 하지만 그 함량이 0.095 중량%를 초과하는 경우 본 발명에서 요구하는 용접성인 Ceq값 0.24이하를 만족하기 어렵고, 또한 C함량을 0.1 중량%이하로 규제하는 조건을 만족할 수 없다. 특히 Ceq값에서는 C의 함량이 0.1 중량%를 초과하면서 Ceq값을 0.24로 제어하기 위해서는 Si, Mn등의 원소를 상대적으로 낮추어야 하며, 이로 인해 재질의 열화가 예상될 수 있다. 그리고, 상기 C의 함량이 0.07 중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 제시하는 용접성의 조건은 만족할 수 있으나 원하는 강도를 확보하기 매우 어렵다. 따라서, 본 발명에서 상기 C의 함량은 0.07~0.095 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.05~0.5 중량%

상기 Si은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시키기 쉽게 하며, 또한 Si자체의 고용강화 효과를 유발한다. 강도와 재질 확보를 위한 매우 유용한 원소이지만, 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐 만 아니라 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 그 범위를 제한하는게 바람직하다. 본 발명에서는 페라이트와 마르텐사이트의 분율을 일정량 확보하면서, 동시에 용접성을 저하시키지 않은 범위로 0.05~0.5 중량%가 바람직하다. 상기 Si의 함량이 0.05 중량% 미만인 경우에는 충분한 페라이트가 확보되지 않아 연성이 감소한다. 반면에, 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 강도의 저하와 더불어 용접성이 열화하는 문제가 크다. 따라서, 본 발명에서 상기 Si의 함량은 0.05~0.5 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 2.0~2.4 중량%

상기 Mn은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이며 동시에 복합조직강에서는 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 상기 Mn의 함량이 2.0 중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Mn의 함량이 2.4 중량%를 초과하는 경우에는 용접성이나 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mn의 함량은 2.0~2.4 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.001~0.10 중량%

상기 P은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역활을 한다. 그 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 제조비용의 문제를 야기할 수 있다. 반면에, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있기 때문에 상기 P의 함량의 상한은 0.10 중량%로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서 상기 P의 함량은 0.001~0.10 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.010 중량% 이하,

상기 S은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 강판의 연성 및 용접성을 저해하기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 S 함량의 상한은 0.010 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

가용 알루미늄(Sol. Al): 0.01~0.1 중량%

상기 Al은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 그 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보할 수 없다. 반면에, 0.1 중량%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라, 제조비용이 증가하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Al의 함량은 0.01~0.1 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.010 중량% 이하

상기 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 역할을 하는 원소이다. 상기 N의 함량이 0.010 중량%를 초과하는 경우 오스테나이트의 안정성이 크게 증가하여 본 발명이 의도하고자 하는 30~40%수준의 베이나이트의 형성을 방해하기 때문에 그 함량의 상한은 0.010%로 제어하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.5~1.0 중량%

상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 베이나이트 형성 촉진 원소로서 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 상기 Cr의 함량이 0.5 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 불리하다. 따라서, 본 발명에서 상기 Cr의 함량은 0.5~1.0 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.03~0.15 중량%

상기 Mo는 상기 Cr과 같이 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이다. 또한, 강중에 Mo계 미세 탄화물들을 생성시켜 페라이트 기지조직의 강도를 개선시키는 역할을 한다. 이러한 효과로 인해 변태조직과 페라이트의 상간 강도차이가 감소하게 되어 굽힘가공성에 유리한 작용을 한다. 상기 Mo의 함량이 0.03 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과는 얻기 어렵다. 반면에, 상기 Mo의 함량이 0.15 중량%를 초과하는 경우에는 제조비용의 과도한 증가된다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mo의 함량은 0.03~0.15 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

보론(B): 0.0010~0.0060 중량%

상기 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로서, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소이다. 하지만, 상기 B의 함량이 0.0010 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기가 어렵다. 반면에, 상기 B의 함량이 0.0060 중량%를 초과하는 경우에는 표면에 과다하게 B이 농화되어 도금밀착성의 열화시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 B의 함량은 0.0010~0.0060 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

안티몬(Sb): 0.001~0.10 중량%

상기 Sb는 본 발명에서 우수한 내덴트 특성을 확보하기 위하여 첨가하는 성분이다. 상기 Sb는 MnO, SiO₂, Al₂O₃ 등의 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 덴트에 의한 표면 결함을 저하시키며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다. 상기 Sb의 함량이 0.001 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Sb의 함량이 계속 증가하여도 이러한 효과는 크게 증가하지 않을 뿐만 아니라 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있기 때문에, 상기 Sb의 함량의 상한은 0.10 중량%로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서 상기 Sb의 함량은 0.001~0.10 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

본 발명의 일측면에 따르면, 상기 강판은 Ti 및 Nb 중 1종 또는 2종을 포함하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti), 니오븀(Nb): 각각 0.003~0.08 중량%

상기 Ti 및 Nb은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti 및 Nb의 함량이 각각 0.003 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵다. 반면에 상기 Ti 및 Nb의 함량이 각각 0.08 중량%를 초과하는 경우에는 제조비용이 상승하고 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ti 및 Nb의 함량을 각각 0.003~0.08 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

본 발명의 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.

또한, 본 발명의 일측면인 냉연강판의 성분계 중 C, Si, Mn 및 Mo는 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

관계식 1: 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si*Mo ≤ 5.2

관계식 1은 강재의 소둔온도 안정성을 확보하기 위한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강중 C, Si, Mn 및 Mo의 적절한 성분관계를 통하여, 본 발명이 의도하는 베이나이트의 양을 확보할 수 있는 것이며, 이에 의하여, 강재의 소둔온도 안정성을 확보할 수 있는 것이다. 상술한 바와 같이, 도 4에 도시한 바와 같이, 상기 관계식 1이 5.2를 초과하는 경우에 항복강도의 차이가 크게 증가함을 확인할 수 있다.

그리고, 본 발명의 일측면인 냉연강판의 성분계 중 C, Si, Mn, P 및 S는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.

관계식 2: C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.24

상기 관계식 2는 용접성 확보를 위한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉, 강중 C, Mn, Si, P, S의 원소는 탄소 당량을 높이는 역할을 하며, 상기 탄소 당량이 높을수록 용접성은 열화되게 된다. 본 발명의 일측면인 강판은 주로 점용접(spot welding)이 적용되는데, 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설정하면 상기 관계식 2와 같이 구성되는 것이다. 상기 관계식 2에 의해 계산된 값이 0.24를 초과하는 경우 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다.

상술한 성분계 및 관계식 1 및 2를 만족하는 강판의 미세조직은 페라이트를 주상으로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 면적%로, 베이나이트 30~40%를 포함하며, 마르텐사이트 10% 이하로 포함하는 것이 보다 바람직하다. 베이나이트량이 30% 미만인 경우에는 마르텐사이트량의 증가로 굽힘가공성이 본발명강에서 요구하는 R/t가 1이하를 만족할 수 없으며, 베이나이트량이 40%를 초과하는 경우에는 굽힘가공성은 우수하나 과도한 베이나이트의 생성으로 연성이 떨어지고 항복강도가 현저하게 증가하는 문제가 발생한다.

더불어, 상기 냉연강판은 항복강도의 차이가 80MPa 이하로 매우 우수하여, 안정한 재질을 확보할 수 있다. 또한, 연신율 12% 이상 및 굽힘가공성이 R/t값으로 1.0 이하를 만족할 수 있다. 또한, 탄소함량이 0.1%이하이며, 용접성을 나타내는 지표인 Ceq값이 0.24 이하인 냉연강판을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일측면인 냉연강판의 제조방법은 상술한 성분계 및 관계식 1, 2를 만족하는 슬라브를 적용할 수 있다. 먼저, 상기 슬라브를 재가열할 수 있다. 여기서, 상기 재가열 온도는 특별히 한정되지 않지만, 통상의 재가열온도로 제어하는 것이 바람직하다.

이 후, 상기 재가열된 슬라브를 열간압연할 수 있다. 상기 열간압연시 마무리 압연온도는 800~950℃로 제어하는 것이 바람직하다. 800℃ 미만인 경우에는 열간변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고, 열연코일의 상(top), 하부(tail) 및 가장자리가 단상영역으로 되어, 면내 이방성이 증가하고 성형성이 열화된다. 그러나 950℃를 초과하는 경우에는 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다.

상기 열간압연 후, 상기 열연강판을 귄취할 수 있다. 상기 권취시 권취온도는 500~750℃로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래하게 되고, 이로 인하여, 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 상기 권취온도가 750℃를 초과하는 경우에는 Si, Mn 및 B등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의한 표면농화가 심해진다.

그리고, 상기 권취 후, 상기 열연강판을 산세할 수 있다. 여기서, 상기 산세하는 방법은 특별히 한정되지 않지만, 통상의 산세방법으로 제어하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 열연강판을 냉간압연할 수 있다. 상기 냉간압연시 압하율은 40~70%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 압하율이 40%미만인 경우에는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정이 매우 어렵다. 반면에, 상기 압하율이 70%를 초과하는 경우에는 상기 강판의 에지(edge)부에 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다.

더불어, 상기 냉간압연 후, 연속소둔할 수 있다. 상기 연속소둔시 소둔온도는 750~820℃로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 소둔온도가 750℃ 미만인 경우에는 미재결정립이 생길 위험성이 증대하며, 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 한편, 상기 소둔온도가 820℃를 초과하는 경우에는 과다한 오스테나이트의 형성으로 인해 베이나이트량이 급격이 증가하게 되어 항복강도가 과도하게 증가하고, 연성이 열화된다.

그리고, 상기 연속소둔된 강판을 제 1냉각할 수 있다. 상기 냉각속도는 1~10℃/s로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 제 1냉각종료온도는 650~700℃로 제어하는 것이 바람직하다. 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것으로서 상기 제 1냉각 종료온도가 650℃ 미만 또는 700℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 연성 및 강도를 확보하기 어렵다.

또한, 상기 제 1냉각 후, 상기 강판을 제 2냉각할 수 있다. 상기 냉각속도는 5~20℃/s로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 제 2냉각종료온도는 400~500℃로 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서, 본 공정은 중요한 역할을 한다. 상기 제 2냉각종료온도는 연성과 굽힘가공성을 동시에 확보하기 위해 매우 중요한 온도조건으로서 냉각 종료온도가 400℃이하인 경우는 과시효처리동안 베이나이트영역에서 머무는 시간이 짧아 충분한 베이나이트량의 확보가 어려우며, 500℃를 초과하는 경우에는 주로 과시효처리시 베이나이트 영역에 머무르는 시간이 매우 커져 과도한 베이나이트의 발생으로 항복강도가 증가하고 연성이 열화된다.

그리고, 상기 제 2냉각 후, 상기 강판을 과시효처리할 수 있다. 상기 과시효처리시, 처리온도는 300~400℃로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 온도범위에서 과시효처리를 실시하여, 본 발명에서 의도하고자 하는 베이나이트양을 확보할 수 있다.

더불어, 상기 과시효처리 후 상기 강판을 스킨패스(skin pass)압연할 수 있다. 여기서 압하율은 0.5~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 압하율이 0.5% 미만인 경우에는 본 발명과 같은 초고강도강에서 형상의 제어가 매우 어렵다. 반면에, 상기 압하율이 1.0%를 초과하는 경우에는 과도한 항복강도의 증가로 본 발명에서 제시하는 항복강도의 목표인 700MPa를 초과하게 되며, 또한 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해진다.

그리고, 상술한 제조방법을 통하여, 강판의 미세조직을 제어할 수 있으며, 본 발명의 일측면에 의하면, 페라이트가 주상인 것이 바람직하며, 면적%로, 베이나이트 30~40%를 포함하며, 마르텐사이트 10% 이하로 포함하는 것이 보다 바람직하다.

더불어, 항복강도의 차이가 80MPa 이하로 매우 우수하여, 안정한 재질을 갖는 냉연강판을 제공할 수 있다. 또한, 연신율 12% 이상 및 굽힘가공성이 R/t값으로 1.0 이하를 만족할 수 있다. 또한, 탄소함량이 0.1%이하이며, 용접성을 나타내는 지표인 Ceq값이 0.24 이하인 냉연강판을 제공할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 나타낸 성분계를 만족하는 강 슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 재가열온도 1200℃ 온도에서 1시간 가열하고, 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이때, 열간압연은 880~900℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 680℃로 설정하였다. 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고, 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 상기 냉간압연된 강판을 780℃에서 연속소둔하고, 1~10℃/s의 냉각속도로 680℃로 제 1냉각한 후, 하기 표 2의 제 2냉각조건으로 제 2냉각하였다. 그리고, 상기 냉각된 강판을 350℃에서 과시효처리 후 0.7%의 압하율로 스킨패스 압연하였다.

상기 제조된 냉연강판으로부터, JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질을 측정하였다. 구체적으로 시편의 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El), 항복비(YR) 및 항복강도 차이(△YS)를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 여기서, 상기 항복강도 차이는 상기 조건과 동일한 조건에 강판을 제조하고, 소둔온도 760~800℃ 범위에서 소둔을 실시한 후 측정한 강판의 항복강도 차이를 측정한 것이다.

그리고, 각 시편의 관계식 1 및 2의 값을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.

또한, 시편의 굽힘가공성을 평가하기 위하여, R/t 1.0의 bending시험에서 표면에 크랙이 발생하지 않는 소재에 대해 'O'를, 크랙이 발생하는 소재에서는 'X'로 하기 표 2에 나타내었다.

더불어, 각 시편의 미세조직 중 베이나이트 분율을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 그리고, 발명예 4 및 비교예 4의 미세조직을 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 관찰한 후 그 사진을 도 6(a) 및 (b)에 나타내었다. 또한, 발명예 4 및 비교예 4의 굽힙가공성 실험결과로서, 각각에 대한 광학현미경 및 주사전자현미경(SEM) 사진을 도 7(a) 내지 (d)에 나타내었다.

그리고, 발명예 4, 비교예 4 및 비교예 20를 만족하는 강종에 대하여, 상기 조건을 만족하는 방법으로 냉연강판을 제조하고, 소둔온도를 760℃, 770℃, 780℃, 790℃ 및 800℃로 달리하여 각 소둔온도별로 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)의 값을 측정하여, 도 8(a) 내지 (c)에 그래프로 나타내었다.

(단, 각 원소의 단위는 중량%임)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분계 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 10은 항복강도 700MPa 이하, 인장강도 980MPa 이상, 연신율 12%이상을 만족하며, 동시에 용접성을 대표하는 관계식 2의 값이 0.24 이하를 만족하였고 첨가되는 탄소함량 또한 0.1%이하를 만족하였다. 한편 발명예는 항복강도의 차이를 감소시키기 위해 C, Si, Mn, Mo의 첨가량을 제한한 관계식 1이 5.2 이하로 계산되었으며, 소둔온도 ±20℃의 온도구간에서 항복강도의 차이가 80MPa이하로 측정되었으며, 이는 매우 균일한 재질특성을 나타내는 것이다. 상기 특성들은 자동차용 부품으로 가공시 재질편차에 따른 불량율을 획기적으로 저감시킬 수 있는 수준이다. 더불어, 발명강은 베이나이트 분율이 면적%로, 30~40%를 만족하며, 굽힘가공성의 지표인 R/t가 1.0이하를 모두 만족하는 매우 우수한 특성을 나타내었다.

이에 반하여, 본 발명의 성분계를 모두 만족하더라도, 제 2냉각 정지온도가 250℃로, 급냉된 비교예 1 내지 10은 항복강도의 차이가 매우 커지는 문제가 발생하였으며, 이는 베이나이트 분율이 면적%로, 30~40%의 조건을 만족하지 못하였기 때문이다.

더불어, 비교예 11 내지 30은 관계식 1 또는 관계식 2를 만족시키지 못하였고, 용접성이 열화하거나 항복강도의 증가하거나, 항복강도의 차이의 과도한 증가, 연신율 감소 및 굽힘가공성이 본 발명이 제시하는 목표수준을 만족하지 못하였다.

그리고, 도 6(a) 및 (b)에 도시한 바와 같이, 소둔 균열후 2차 냉각온도를 450℃로 제어하는 서냉열처리재의 경우(도 6(a))는 페라이트를 기지조직으로 하고, 마르텐사이트에 비해 베이나이트가 주 변태상으로 구성되었으며, 그 분율이 33%를 차지하고 있었다. 그러나 소둔 균열후 2차 냉각온도를 250℃로 제어하는 급냉 열처리를 실시한 경우(도 6(b))는 페라이트와 마르텐사이트가 대부분을 차지하고 있는 것을 확인할 수 있다. 이러한 조직이 차이로 인해 재질의 차이가 발생하였다.

또한, 도 7(a) 내지 (d)에 도시한 바와 같이, 소둔 균열후 2차 냉각온도를 450℃로 제어하는 서냉 열처리를 행한 소재의 경우(도 7(a) 및 (b))는 R/t 1.0의 조건에서 표면 크랙이 전혀 발생하지 않았으며, 이는 광학현미경(OM) 및 주사전자현미경(SEM)의 결과에서도 확인이 가능하였다. 이에 반하여, 소둔 균열후 2차 냉각온도를 250℃로 제어하는 급냉 열처리를 한 소재의 경우(도 7(c) 및 (d))에서는 R/t 1.0의 조건에서 표면 크랙이 일부 발생하였으며. 주사전자현미경에서 크랙의 발생을 보다 확실하게 확인할 수 있었다. 이러한 원인은 급냉 열처리재의 주상이 페라이트와 마르텐사이트로 구성되어 두상간의 강도차이가 서냉 열처재에 비해 매우 크기 때문에 변형시 상간 경계에 균열이 쉽게 발생하였다. 더불어, 이러한 균열의 발생은 고객사 bending 가공시 심각한 문제를 초래할 수 있다.

더불어, 도 8 (a) 내지 (c)에 도시한 바와 같이, 소둔 균열후 2차 냉각온도를 450℃로 제어하는 서냉 열처리를 행한 경우(발명예 4) 소둔온도에 따른 항복강도 및 인장강도의 변화가 거의 없으며, 연신율 또한 매우 우수한 것을 알 수 있다. 그러나 250℃의 급냉 열처리공정을 수행한 경우(비교예 4)는 소둔온도 780℃이상에서부터 항복강도의 변화가 매우 크며, 소둔온도 760~800℃범위의 항복강도 차이가 200MPa를 넘어가는 것을 알 수 있다. 또한 비교예 20의 경우, 항복강도의 차이가 150MPa이상으로 매우 크다. 또한, 상기 표 2에서 나타낸 바와 같이, 서냉열처리재(비교예 19)에서도 성분이 본 발명예와 다소 차이를 보여 소둔온도 760~800℃범위의 항복강도 차이가 80MPa를 크게 초과하였다.

이상과 같이, 본 발명은 성분계 및 제조조건을 매우 엄격히 제어함으로써 용접성 뿐만아니라 굽힘가공성, 연신율이 매우 우수한 강재를 제공할 수 있으며, 이러한 우수한 특성들은 소둔온도 ±20℃의 넓은 구간에서 거의 일정하여 고객사에서 요구하는 조건을 충분히 만족할 수 있었다.

Claims

중량%로, C: 0.07~0.095%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%를 포함하고, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 C, Si, Mn 및 Mo는 관계식 1: 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si*Mo ≤ 5.2를 만족하며,
상기 C, Mn, Si, P 및 S는 관계식 2: C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.24를 만족하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
청구항 1에 있어서, 상기 냉연강판의 미세조직은 면적%로, 베이나이트: 30~40%, 마르텐사이트: 10% 이하 및 잔부 페라이트로 이루어진 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
청구항 1에 있어서, 상기 냉연강판의 항복강도 편차는 80 MPa 이하인 접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
중량%로, C: 0.07~0.095%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 2.0~2.4%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.010% 이하, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.03~0.15%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%를 포함하고, Ti: 0.003~0.08% 및 Nb: 0.003~0.08% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Mn 및 Mo는 관계식 1: 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si*Mo ≤ 5.2를 만족하며, 상기 C, Mn, Si, P 및 S는 관계식 2: C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S ≤ 0.24를 만족하는 슬라브를 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계;
상기 권취된 강판을 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 750~820℃에서 연속소둔하는 단계;
상기 연소소둔된 강판을 1~10℃/s의 냉각속도로 650~700℃까지 냉각하는 제 1냉각하는 단계;
상기 제 1냉각된 강판을 5~20℃/s의 냉각속도로 400~500℃까지 냉각하는 제 2냉각하는 단계; 및
상기 강판을 300~400℃에서 과시효처리하는 단계를 포함하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서, 상기 열간압연하는 단계에서, 마무리 압연온도는 800~950℃이고, 상기 권취하는 단계에서, 권취온도는 500~750℃인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서, 상기 냉간압연하는 단계에서, 압하율은 40~70%인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서, 상기 과시효처리하는 단계 후, 압하율 0.5~1.0%로 스킨패스압연하는 단계를 추가로 포함하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.