KR101449134B1 - 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용으로 사용될 수 있는 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.08~0.105%, Si: 0.05~0.6%, Mn: 2.5~2.9%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.001~0.010%, Cr: 0.2~0.6%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.003~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1로 표현되는 Ceq가 0.28이하이며, 하기 식 2의 조건을 만족하고, 미세조직이 30~40면적%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[식 1] Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
[식 2] 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si×Cr - 0.7Cr ≤ 5.6
본 발명에 따르면, 980MPa이상의 초고강도와 12%이상의 연신율을 가지면서도 용접성과 굽힘가공성 또한 상당히 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Description

용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WELDABILITY AND BENDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURINF THE SAME}
본 발명은 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용으로 사용될 수 있는 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구환경보전을 위한 과제로서 연비규제가 강화되면서 자동차 차체의 경량화가 적극적으로 행하여지고 있다. 그 대책의 하나로서 강판의 고강도화에 의한 자동차 소재의 무게 감소를 도모하고 있다. 일반적으로 고강도 자동차 소재는 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등으로 구분될 수 있다. 이중 변태강화강에는 이상조직강(Dual Phase Steel), 복합조직강(Complex Phase Steel)이나 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity)강 등이 있다. 이들 변태강화강을 첨단고강도강 (Advance High Strength Steel: AHSS)이라고도 한다. DP강은 연질의 페라이트내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균질하게 분산되어 고강도를 확보하는 강을 말한다. CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb등의 석출경화원소를 포함하는 강이다. TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공하면 마르텐사이트 변태를 일으키며 고강도 고연성을 확보하는 강종이다.
최근 자동차용 강판은 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 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 요망된다. 이와 같은 요구에 대하여 지금까지 이상조직강, TRIP 강, 또는 복합조직강등과 같은 변태조직강판이 개발되어 왔다. 예를 들면 특허문헌 1에서는 화학성분 및 강판의 잔류 오스테나이트량을 제어하여 성형성이 우수한 강판의 제조법을 제시하고 있으며, 특허문헌 2는 화학성분 및 강판의 미세조직을 제어함으로써 프레스 성형성이 양호한 고강도 강판의 제조방법을 제시하고 있다. 또한, 특허문헌 3에서는 5%이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 가공성 특히 국부연신이 우수한 강판이 제안되어 있다. 하지만, 이러한 발명은 그 대부분이 연성의 향상을 도모하기 위해 개발된 것이고 실제 부품 가공시 중요한 척도인 굽힘가공성이나 용접성 등에 대해서는 충분한 고려가 이루어지지 않았다.
구조용 또는 보강재는 충돌시에 충돌 에너지를 흡수함으로써 승객을 보호하는 역할을 하고 있으며, 이러한 구조용 또는 보강재의 용접성이 낮아 점 용접부의 강도가 충분하지 않으면 충돌시 파단되어 충분한 충돌 흡수에너지를 얻을 수 없다. 또한 이러한 초고강도 강재가 실제 사용되는 부위들은 주로 사이드 실(side sill)과 같이 벤딩(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 벤딩 시험후 판의 외권부에 크랙이 발생하지 않는 최소 반경을 의미한다. 굽힘가공성에 대한 요구는 자동차사별로 다소 차이가 있으나 가장 엄격한 수준을 요구하는 일본 도요타자동차를 기준으로 보면 인장강도 980MPa급 냉연강판기준으로 R/t≤1의 조건을 만족하도록 요구하고 있다. 굽힘가공성을 개선시키기 위해서는 강내에 존재하는 변태상의 구성 및 비율을 적절히 제어하여야 하며, 도 1에 나타난 바와 같이, 페라이트(F)와 같은 연질상과 베이나이트(B) 또는 마르텐사이트(M)와 같은 경질상의 강도비가 낮을수록 구멍확장성으로 대표될 수 있는 굽힘가공성이 우수하다고 알려져 있다. 이를 위해서는 마르텐사이트 대신에 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)를 생성시켜야 하지만 이러한 변태상들은 도 2에 나타난 바와 같이 항복강도가 급격히 증가하고 연신율을 현저히 저하시키는 문제점을 가지고 있으므로 변태상들의 구성비를 적절히 확보하는 것이 무엇보다 중요하다.
한편, 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 강판을 실제 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 선행기술들이나 특허문헌 4 등의 공지 기술에서는 이에 대한 검토가 충분히 이루어지지 않았다.
일본 공개특허공보 특개평6-145892호 일본 등록특허공보 제2704350호 일본 등록특허공보 제3317303호 일본 특허공개공보 특개평 2005-105367호
본 발명은 성분계와 미세조직의 종류 및 분율을 적절히 제어하고, 소둔후 냉각시 서냉 열처리를 행함으로써 강도, 연신율, 용접성 및 굽힘가공성 등의 기계적 특성이 매우 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.08~0.105%, Si: 0.05~0.6%, Mn: 2.5~2.9%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.001~0.010%, Cr: 0.2~0.6%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.003~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1로 표현되는 Ceq가 0.28이하이며, 하기 식 2의 조건을 만족하고, 미세조직이 30~40면적%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 냉연강판을 제공한다.
[식 1] Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
[식 2] 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si×Cr - 0.7Cr ≤ 5.6
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.08~0.105%, Si: 0.05~0.6%, Mn: 2.5~2.9%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.001~0.010%, Cr: 0.2~0.6%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.003~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1로 표현되는 Ceq가 0.28이하이며, 하기 식 2의 조건을 만족하는 열연강판을 준비하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 750~820℃에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔된 냉연강판을 1~10℃/s의 속도로 650~700℃까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 냉연강판을 5~20℃/s의 속도로 400~500℃까지 2차 냉각한 후 과시효처리하는 단계를 포함하는 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[식 1] Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
[식 2] 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si×Cr - 0.7Cr ≤ 5.6
본 발명에 따르면, 980MPa이상의 초고강도와 12%이상의 연신율을 가지면서도 용접성과 굽힘가공성 또한 상당히 우수한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 연질상과 경질상의 강도비와 구멍확장성간의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 미세조직의 종류에 따른 연신율과 구멍확장성 간의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 식 2와 항복강도 편차간의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 이상조직강의 소둔온도변화에 따른 재질의 변화를 나타낸 그래프이며, (a) 항복강도의 변화를, (b)는 인장강도의 변화를 나타낸다.
도 5는 본 발명의 일 실시형태에 따른 강의 소둔온도 변화에 따른 재질의 변화를 나타낸 그래프이며, (a)는 항복강도의 변화를, (b)는 인장강도의 변화를, (c)는 연신율의 변화를 나타낸다.
본 발명은 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공하기 위하여, 일 실시형태로서, 중량%로, C: 0.08~0.105%, Si: 0.05~0.6%, Mn: 2.5~2.9%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.001~0.010%, Cr: 0.2~0.6%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.003~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1로 표현되는 Ceq가 0.28이하이며, 하기 식 2의 조건을 만족하고, 미세조직이 30~40면적%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 냉연강판을 제공한다.
[식 1] Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
[식 2] 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si×Cr - 0.7Cr ≤ 5.6
이하, 본 발명을 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금성분 및 조성범위에 대하여 설명한다.
C: 0.08~0.105중량%
강중 탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. C는 고강도화를 도모하고 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 탄소함량이 증가하게 되면 강중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 그러나, 상기 탄소의 함량이 과도하게 증가할 경우에는 Ceq값이 0.28이하를 만족하기 어려워 용접성을 확보하기 곤란하고, 더불어 구멍확장성이 저하된다. 이러한 문제점을 해소하기 위해서는 상기 탄소의 함량이 0.105%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 탄소의 함량이 0.08%미만일 경우에는 Ceq값이 0.28이하의 범위가 되도록 할 수는 있으나 목표로 하는 강도를 확보하기 매우 곤란하다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.08~0.105%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Si: 0.05~0.6중량%
강중 실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시키기 쉽게 하며, 또한 Si자체의 고용강화 효과를 유발한다. 상기 Si는 강도 향상과 재질 확보를 위해 매우 유용한 원소이지만, 제품의 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라 화성처리성을 떨어뜨릴 수 있다. 본 발명에서는 페라이트와 마르텐사이트의 분율을 일정량 확보하면서, 동시에 용접성이 저하되지 않도록 그 범위를 0.05~0.6%로 제어한다. 상기 Si가 0.05%미만일 경우에는 충분한 페라이트가 확보되지 않아 연성이 감소하며, 0.6%를 초과하게 되면 연신율은 증가하지만 강도의 저하와 더불어 점용접성이 열화하는 문제가 크다.
Mn: 2.5~2.9중량%
강중 망간(Mn)은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이며 동시에 복합조직강에서는 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 상기 Mn의 함량이 2.5% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 2.9%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높기 때문에 상기 Mn의 함량은 2.5~2.9%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.10중량%
강중 인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역활을 한다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 0.10%를 초과할 경우에는 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있기 때문에 상기 P의 함량은 0.001~0.10%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
S: 0.010중량%이하
강중 황(S)은 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.01%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 상기 S의 함량은 0.01%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.01~0.10중량%
강중 가용 알루미늄(Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si와 같이 페라이트내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 상기 Sol.Al 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보할 수 없는 반면, 0.1%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라, 제조비용이 증가하므로, 상기 가용 Al의 함량은 0.01~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.010중량%
강중 질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분으로서, 0.01%를 초과하는 경우 오스테나이트의 안정성이 크게 증가해 본 발명강에서 형성하고자 하는 30~40%수준의 베이나이트의 형성을 방해하기 때문에 상기 N의 함량은 0.01%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 다만, 상기 N은 공정상 불가피하게 함유되는 양과 그 제어의 용이성을 고려하였을 때, 0.001%미만으로는 관리하기 곤란하다.
Cr: 0.2~0.6중량%
강중 크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 베이나이트 형성 촉진 원소로서 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 상기 Cr의 함량이 0.2% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어려우며, 0.6%를 초과하는 경우에는 과도한 강도증가에 의한 연신율 열화뿐만 아니라 경제적으로도 불리하므로, 상기 Cr의 함량은 0.2~0.6%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
B: 0.0010~0.0060중량%
강중 붕소(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소이다. 그러나, 상기 B의 함량이 0.0010%미만인 경우에는 상기의 효과를 얻기가 어렵고, 0.0060% 초과하는 경우에는 표면에 과다한 B가 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, 상기 B의 함량은 0.0010~0.0060%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Sb: 0.001~0.10중량%
안티몬(Sb)은 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% 미만인 경우에는 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 0.1%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화되고, 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있기 때문에, 상기 Sb의 함량은 0.005~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.05중량%, Nb: 0.003~0.08중량%
강중 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.005%미만이거나 Nb의 함량이 0.003%미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵고, 상기 Ti의 함량이 0.05%를 초과하거나 Nb의 함량이 0.08%를 초과할 경우에는 제조비용의 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.05중량%, Nb의 함량은 0.003~0.08중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판은 상기 성분계에 더하여 하기 식 1로 표현되는 Ceq가 0.28이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
[식 1] Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
상기 식 1은 강판의 용접성을 확보하기 위한 성분관계식으로서, 본 발명에서는 상기 Ceq 값을 0.28이하로 관리함으로써, 우수한 점용접성을 확보할 수 있으며, 용접부에 우수한 기계적 물성을 부여할 수 있다. 상기 Ceq가 0.28을 초과하는 경우에는 용접성이 저하되어 용접부의 물성이 열화될 수 있다.
본 발명의 강판은 상기 식 1에 더하여 하기 식 2의 조건을 만족하는 것이 바람직하다.
[식 2] 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si×Cr - 0.7Cr ≤ 5.6
본 발명자들의 연구에 따르면, 소둔온도의 변화에 따른 항복강도 편차를 줄이기 위해서 상기 식 2에 개시된 합금성분들의 적절한 첨가가 매우 중요하다는 사실을 발견하였다. 통상적으로 소둔공정은 일정 범위 내에서 특정 온도를 설정한 뒤 소둔을 행하게 된다. 그러나, 이와 같이 온도를 고정한 뒤 소둔을 행하더라도 제조공정상 전체 소둔로에 대하여 그 온도를 일정하게 유지하는 것이 어렵다. 즉, 소둔공정시 불가피하게 온도의 변화나 편차가 발생하게 되고, 이러한 온도 변화에 의해 목표로 하는 미세조직의 종류 및 분율을 얻는 것이 상당히 어렵게 되며, 결국 항복강도 등의 기계적 물성에 편차가 발생한다. 상기 식 2는 소둔공정시 온도가 변화하더라도, 얻고자 하는 베이나이트의 분율을 안정적으로 확보하여 항복강도 등의 재질 편차를 줄이고자 하기 위한 것이다. 도 3은 식 2와 항복강도 편차간의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 3에 나타나는 바와 같이, 항복강도의 편차를 안정적 범위인 80MPa이하로 확보하기 위해서는 상기 식 2의 값이 5.6이하의 범위를 가질 것이 요구되며, 만일 5.6을 초과하는 경우에는 항복강도의 편차가 매우 증가한다.
한편, 본 발명의 강판은 전술한 합금조성 및 성분범위를 만족하는 경우에 우수한 기계적 물성을 얻을 수 있으나, 보다 바람직한 효과를 위해서는 Mo를 추가적으로 포함할 수 있다.
Mo: 0.02중량%이하
강중 몰리브덴(Mo)은 Cr과 같이 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하는데 상당히 유리한 원소이다. 또한, 강중에 Mo계 미세 탄화물들을 생성시켜 페라이트 기지조직의 강도를 개선시키는 역할을 한다. 그러나, Mo는 Cr에 비해 약 10배 비싼 합금원소로서 과량 첨가시 과도한 제조비용의 증가를 초래한다. 따라서, 상기 Mo 첨가시 제조비용 절감을 위해 그 첨가량을 가능한 낮추는 것이 바람직하다. 즉, 상기 Mo는 과도한 제조비용의 상승을 방지하면서도 우수한 효과를 가질수 있는 0.02%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 냉연강판은 미세조직이 30~40면적%의 베이나이트와 주조직으로서 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 베이나이트가 30면적%미만인 경우에는 마르텐사이트의 증가로 인해 굽힘가공성이 저하되어 본 발명이 목표로 하는 R/t가 1이하의 범위를 가질 수 없으며, 베이나이트가 40면적%를 초과하는 경우에는 굽힘가공성은 우수하나 과도한 베이나이트의 생성으로 인하여 연성이 저하되고 항복강도가 현저하게 증가하는 문제가 발생한다.
한편, 본 발명의 강판은 페라이트 및 마르텐사이트를 주조직으로서 포함하여 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있다. 페라이트는 강의 연성을 개선하는 역할을 하며, 마르텐사이트는 강도를 증가하는 역할을 행함으로써 본 발명이 얻고자 하는 인장강도를 확보할 수 있게 한다. 강도 증가 및 연성의 개선을 위해서는 상기 페라이트 내에 마르텐사이트가 미세하고 균일하게 분포되는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 및 마르텐사이트의 분율에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 바람직한 효과를 위해서는 상기 페라이트는 30~40면적%의 범위를 가지고, 상기 마르텐사이트는 20~30면적%의 범위를 갖는 것이 유리하다. 상기 페라이트가 30%미만일 경우에는 연신율 부족으로 인해 본 발명이 목표로 하는 연성을 기대할 수 없으며, 40%를 초과하는 경우에는 연신율은 증가하나 변태상인 마르텐사이트 및 베이나이트의 부족으로 인해 강도가 저하되는 문제를 야기할 수 있다. 상기 마르텐사이트가 20%미만일 경우에는 강화를 담당하는 변태상의 부족으로 인해 강도증가를 기대하기 어려우며, 30%를 초과하는 경우에는 과도한 강도 증가 및 페라이트와 마르텐사이트 상간의 강도차이가 커져 굽힘가공성의 열화 문제를 야기할 수 있다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 냉연강판은 항복강도가 700MPa이하이고, 인장강도가 980MPa이상이며, 연신율이 12%이상이고, 굽힘가공성(R/t)이 0.1인 우수한 기계적 물성을 가질 수 있다. 이와 같이, 본 발명의 강판은 고강도 및 우수한 용접성과 굽힘가공성을 가지므로, 우수한 강도와 성형성이 요구되는 자동차 등에 바람직하게 적용될 수 있다. 또한, 본 발명의 강판은 자동차 등에 사용하기 위해서 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 추가로 포함할 수 있다. 한편, 상기 굽힘가공성은 크랙이 발생하지 않는 최소반경곡률(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값을 의미한다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 가장 중요한 특징 중 하나는 재질의 안정성을 확보하는 것이다. 일반적으로 2상 조직강을 제조하기 위해서는 Ar1~Ar3의 2상영역에서 소둔 균열처리함으로써 적당량의 페라이트와 오스테나이트를 확보한 후 급냉을 통해 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시킴으로써 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 2상 조직을 갖는 미세조직을 확보하는 방법이 있다. 이러한 강재의 특징은 연질의 페라이트에 의해 연성을 확보하고 마르텐사이트를 통해 원하는 수준의 강도를 확보하는 것이다. 그러나 2상조직강은 생성되는 두 상간의 강도차이가 매우 크기 때문에 변형이 가해질 경우 상의 경계면에 크랙이 쉽게 발생할 수 있다. 이러한 크랙들은 구멍확장성 또는 굽힘가공성을 열화시키는 주된 요인이 된다. 이러한 문제점을 해결하기 위하여, 마르텐사이트량을 감소시키고 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트를 생성시켜 2상조직강의 상간 경도차이를 감소시키는 기술들도 개발되었다. 보다 상세하게는 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 감소시키는 것이다. 그러나 전술한 기술들은 인장강도 대비 항복강도의 과도한 증가로 인해 항복비(YR)가 증가하며, 연신율이 현저히 저하하는 문제가 있다. 또한 합금원소의 과도한 첨가로 인해 용접성이 열화된다는 단점이 있다.
변태조직강에서 용접성과 더불어 굽힘가공성 및 강도, 연성 등을 동시에 확보하기 위해서는 엄격한 합금조성의 제어와 조업조건의 정립이 필요하다. 그러나, 이러한 조건을 정립하더라도 해결해야 할 중요한 문제가 남게 되는데, 소둔온도의 변화에 따라 재질, 특히 항복강도의 변화가 매우 심하다는 것이다. 보다 상세하게는, 2상역에서 소둔을 하더라도 이 2상역내에서 소둔온도가 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 동일한 2상역 구간이더라도 소둔온도의 변화에 의해 오스테나이트내 탄소농화 정도에 따라 베이나이트량의 생성이 달라지며, 이러한 변화로 인해 재질뿐만 아니라 항복강도의 편차가 매우 커져 안정된 재질을 얻을 수 없다. 도 4는 이상조직강의 소둔온도변화에 따른 재질의 변화를 나타낸 그래프이며, (a) 항복강도의 변화를, (b)는 인장강도의 변화를 나타낸다. 도 4에 나타난 바와 같이, 소둔온도의 변화에 따라 강도 또한 매우 크게 변화하며, 특히 항복강도 700MPa이하를 만족하면서 인장강도 980MPa이상을 확보하기 위한 소둔온도의 구간이 770~785℃로서 불과 15℃의 매우 좁은 범위에서만 적정 재질을 확보할 수 있다는 것을 알 수 있다. 그러나, 앞서 언급한 바와 같이, 소둔온도를 일정하게 유지하는 것은 상당히 어려우며, 이러한 온도 변화에 따라 재질의 편차가 발생하는 것을 방지하기 위하여, 소둔온도가 어느 정도 변화하더라도 재질의 편차가 가능한 억제될 수 있는 기술의 개발이 요구된다. 통상적으로 조업에서 최소한으로 요구하는 소둔온도 변화범위는 ±10℃이며, 이 점을 미루어 볼 때 최소 ±15℃ 이상의 소둔온도 범위확보가 필요하다.
본 발명은 전술한 문제점을 해결하고, 이를 통해 연성, 용접성, 굽힘가공성 및 강도를 향상시키고, 특히 소둔온도가 ±20℃ 수준의 변화가 발생하더라도 재질 특히 항복강도의 편차가 80MPa이하로 나타나는 냉연강판을 제조하기 위하여, 일 실시형태로서, 전술한 합금성분 및 조성범위를 만족하는 열연강판을 준비하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 750~820℃에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔된 냉연강판을 1~10℃/s의 속도로 650~700℃까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 냉연강판을 5~20℃/s의 속도로 400~500℃까지 2차 냉각한 후 과시효처리하는 단계를 포함하는 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
우선, 상기와 같은 조성을 갖는 열연강판을 준비한다. 상기 열연강판은 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 방법에 의해 제조될 수 있다. 즉, 전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 재가열 한 후, 열간 마무리 압연 및 권취하여 얻어질 수 있다. 다만, 보다 바람직한 효과를 위해서, 상기 열연강판은 상기 열간 마무리 압연은 800~950℃에서 이루어지는 것이 유리하고, 상기 권취는 500~750℃에서 행하지는 것이 좋다.
상기 마무리 열간 압연 온도가 800℃미만일 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고 또한 열연 코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내이방성의 증가 및 성형성의 열화를 초래할 수 있다. 950℃를 초과하는 경우에는 과도하게 두꺼운 산화 스케일이 발생할 수 있을 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다. 따라서, 상기 마무리 열간 압연 온도는 800~950℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 권취온도가 500℃미만인 경우에는 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래하여 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 문제를 야기할 수 있다. 750℃를 초과하는 경우에는 Si, Mn 및 B 등과 같은 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의해 표면농화가 심해져 우수한 도금성을 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 500~750℃의 온도 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연시 압하율은 40~70%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉간압하율이 40%미만인 경우에는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정이 매우 어렵다는 단점이 있다. 70%를 초과하는 경우에는 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격하게 증가할 수 있다. 따라서, 상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하여지는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉간압연 전에는 표면에 부착된 스케일이나 불순물 등을 제거하기 위하여 산세를 행할 수도 있다.
이후, 상기 냉연강판을 750~820℃에서 연속소둔한다. 상기 연속소둔 온도가 750℃미만일 경우에는 미재결정립이 생길 위험성이 증대하며 또한 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 820℃를 초과하는 경우에는 과다한 오스테나이트의 형성으로 인해 베이나이트의 함량이 급격히 증가하게 되어 항복강도의 과도한 증가 및 연성의 열화가 초래된다. 따라서, 상기 연속소둔 온도는 750~820℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
한편, 상기 연속소둔 후에는 30초이상 균열처리를 행하는 것이 바람직하다. 이는 냉간압연 조직의 재결정 및 결정립성장과 더불어 본 발명이 제시하는 소둔온도에서 페라이트의 충분한 분율을 확보하기 위함이다. 즉, 상기 균열처리 시간이 30초 미만인 경우에는 강의 완전한 재결정이 이루어지지 못하여 최종조직에서 연성의 열화가 발생할 가능성이 있으며, 페라이트의 부족으로 서냉이후의 열처리공정에서 변태상 생성에 문제가 발생할 가능성이 높다. 한편, 상기 균열처리는 가능한 많은 시간동안 행할 경우 바람직한 효과를 기대할 수 있으므로, 본 발명에서는 상기 균열처리 시간의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 다만, 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 생산성을 고려하여 균열시간을 적절히 제어할 수 있다.
이어서, 상기 냉연강판을 1~10℃/s의 속도로 650~700℃까지 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각 단계는 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것이다. 상기 1차 냉각 종료온도가 650℃미만이거나 700℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 연성 및 강도를 확보하기 어렵게 된다. 따라서, 상기 1차 냉각종료온도는 650~700℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기 1차 냉각 후에는, 냉각된 냉연강판을 5~20℃/s의 속도로 400~500℃까지 2차 냉각한 후 베이나이트 구간에서 과시효처리한다. 상기 2차 냉각은 본 발명에서 중요시하는 제어 인자 중 하나이다. 상기 2차 냉각종료온도는 연성과 굽힘가공성을 동시에 확보하기 위해 매우 중요한 조건으로서 냉각 종료온도가 400℃미만인 경우에는 과시효처리동안 베이나이트 영역에서 머무는 시간이 짧아 충분한 베이나이트 분율을 확보하기가 어려우며, 500℃를 초과하는 경우에는 과시효처리시 베이나이트 영역에 머무르는 시간이 매우 커져 베이나이트의 분율이 과도해지고 이로 인하여 항복강도가 증가하고 연성이 열화하게 된다. 또한, 상기 2차 냉각 속도가 5℃/s미만일 경우에는 느린 냉각속도로 인해 베이나이트 변태 전, 페라이트 변태가 우선적으로 발생하여 본 발명이 얻고자 하는 적정량의 베이나이트를 얻지 못하는 단점이 있으며, 200℃/s를 초과하는 경우에는 과도한 냉각속도로 인해 베이나이트 변태 전, 마르텐사이트가 우선 생성하여 마르텐사이트량의 증가로 인한 연성감소 등의 문제가 발생할 수 있다.
상기 과시효처리는 300~400℃까지 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 과시효처리 정지온도가 300℃미만일 경우에는 마르텐사이트가 우선 생성하는 문제가 있으며, 400℃를 초과하는 경우에는 페라이트 생성량이 증가하여 강도가 저하되는 문제가 발생할 수 있다.
본 발명은 이와 같이 소둔 후 서냉 및 과시효 처리를 통해 원하는 함량의 베이나이트를 용이하게 얻을 수 있다. 이를 통해 우수한 수준의 굽힘가공성을 확보할 수 있다. 물론, 상기 열처리 조건을 만족하더라도 전술한 합금조성 특히, 식 2의 조건을 만족하지 않는 경우에는 원하는 재질을 확보할 수 없다.
한편, 상기 과시효처리 후에는 0.1~0.5%의 압하율로 스킨패스압연을 추가로 행할 수 있다. 상기 스킨패스압연은 냉연강판의 형상 제어와 더불어 항복강도를 일정수준 상승시키는 작용을 한다. 본 발명과 같은 변태조직강을 스킨패스하면 인장강도의 증가는 거의 없이 적어도 50MPa 이상의 항복강도를 상승시킬 수 있으며, 이를 통해 원하는 재질을 보다 용이하게 얻을 수 있다. 상기 스킨패스 압하율이 0.1%미만일 경우에는 본 발명과 같은 초고강도강의 경우 형상 제어가 매우 어려울 수 있으며, 0.5%를 초과하는 경우에는 과도한 항복강도의 증가로 인해 항복강도가 700MPa를 초과하게 될 수 있을 뿐만 아니라, 조업성이 크게 불안정해질 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 강 슬라브를 가열로에서 1200℃로 1시간동안 재가열하고, 이어서 열간압연을 실시한 뒤, 권취하였다. 이 때, 열간 마무리 압연온도는 890℃였으며, 권취온도는 650℃로 설정하였다. 이후, 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 냉간압연된 강판은 하기 표 2의 조건으로 소둔 및 냉각하였으며, 최종적으로 0.3%의 압하율로 스킨패스를 행하였다. 그리고, 이렇게 제조된 냉연강판으로부터 JIS 5호 인장시험편을 제작하여 항복강도, 인장강도, 연신율 및 굽힘가공성 등의 기계적 물성과 미세조직을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 상기 굽힘가공성의 측정은 최소반경곡률(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값인 R/t가 1인 조건으로 벤딩(bending)시험하여 표면에 크랙이 발생하지 않는 소재에 대해 ○, 크랙이 발생하는 소재에 대해 ×로 나타내는 것으로 이루어졌다. 이에 더하여, 항복강도 편차를 측정하기 위하여, 모든 강종에 대하여 하기 표 2에 기재된 제조조건과 동일하되 소둔처리만을 다양한 온도범위에서 행한 뒤, 800±20℃ 범위에서 항복강도의 최대치에서 최소치를 뺀 값으로 항복강도 편차를 나타내었다.
구분 화학조성(중량%)
C Si Mn P S Sol.Al Cr Ti Nb N B Sb 식1 식2
발명예1 0.09 0.4 2.7 0.01 0.003 0.035 0.4 0.02 0.035 0.005 0.0025 0.03 0.270 4.99
발명예2 0.09 0.4 2.7 0.009 0.002 0.05 0.4 0.021 0.035 0.005 0.0025 0.02 0.264 4.99
발명예3 0.09 0.4 2.7 0.01 0.005 0.035 0.5 0.022 0.035 0.003 0.0025 0.03 0.278 5.01
발명예4 0.1 0.3 2.7 0.009 0.004 0.06 0.3 0.05 0.035 0.004 0.0025 0.04 0.279 5.52
발명예5 0.1 0.1 2.7 0.01 0.003 0.07 0.3 0.03 0.035 0.0056 0.0025 0.02 0.270 5.43
발명예6 0.1 0.1 2.7 0.01 0.003 0.05 0.5 0.02 0.035 0.0045 0.0025 0.03 0.270 5.34
발명예7 0.1 0.2 2.7 0.01 0.003 0.04 0.4 0.025 0.035 0.0047 0.0025 0.02 0.274 5.45
발명예8 0.1 0.1 2.7 0.011 0.005 0.055 0.4 0.025 0.04 0.007 0.0025 0.04 0.280 5.38
발명예9 0.08 0.4 2.7 0.011 0.004 0.045 0.4 0.025 0.045 0.006 0.0025 0.03 0.266 4.39
발명예10 0.08 0.3 2.9 0.012 0.005 0.06 0.4 0.025 0.03 0.0065 0.0025 0.03 0.279 4.29
비교예1 0.09 0.6 3.0 0.01 0.003 0.05 0.4 0.02 0.04 0.0041 0.0005 0.04 0.292 5.08
비교예2 0.09 0.6 3.1 0.011 0.004 0.05 0.4 0.02 0.045 0.0035 0.0005 0.02 0.303 5.06
비교예3 0.09 0.6 3.1 0.01 0.005 0.04 0.4 0.03 0.04 0.0055 0.0005 0.05 0.305 5.06
비교예4 0.09 0.6 3.2 0.012 0.003 0.035 0.4 0.02 0.03 0.006 0.0005 0.03 0.306 5.05
비교예5 0.09 0.8 2.8 0.009 0.005 0.035 0.4 0.02 0.035 0.007 0.0025 0.04 0.295 5.24
비교예6 0.11 0.6 2.5 0.01 0.006 0.04 0.4 0.02 0.035 0.005 0.0025 0.02 0.299 6.35
비교예7 0.13 0.6 2.2 0.011 0.005 0.03 0.4 0.02 0.035 0.006 0.0025 0.03 0.302 7.60
비교예8 0.09 0.1 3.0 0.011 0.006 0.05 0.4 0.025 0.035 0.0065 0.0025 0.05 0.289 4.74
비교예9 0.15 0.1 2.7 0.008 0.002 0.04 0.4 0.02 0.035 0.004 0.0025 0.04 0.312 8.38
비교예10 0.1 0.4 3.5 0.011 0.003 0.06 0.4 0.03 0.03 0.005 0.0025 0.03 0.322 5.47
식1 : C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
식2 : 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si×Cr - 0.7Cr
구분 소둔온도
(℃)		 균열처리
시간
(초)		 1차
냉각속도
(℃/s)		 1차
냉각정지온도
(℃)		 2차
냉각속도
(℃/s)		 2차
냉각정지온도
(℃)
발명예1 790 60 3 650 15 460
발명예2 800 60 3 650 15 450
발명예3 790 60 3 650 15 460
발명예4 780 60 3 650 15 450
발명예5 790 60 3 650 15 460
발명예6 780 60 3 650 15 450
발명예7 790 60 3 650 15 460
발명예8 800 60 3 650 15 450
발명예9 790 60 3 650 15 460
발명예10 780 60 3 650 15 450
비교예1 800 60 3 650 15 460
비교예2 780 60 3 650 15 250
비교예3 790 60 3 650 15 300
비교예4 780 60 3 650 15 450
비교예5 800 60 3 650 15 460
비교예6 780 60 3 650 15 450
비교예7 790 60 3 650 15 460
비교예8 780 60 3 650 15 450
비교예9 790 60 3 650 15 460
비교예10 780 60 3 650 15 450
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)
 연신율
(%)		 항복비 항복강도
편차
(MPa)		 굽힘
가공성		 베이
나이트
(면적%)
발명예1 654.6 1023.4 14.4 0.64 42.4 ○ 31
발명예2 696.8 1005.1 13.6 0.69 76.4 ○ 35
발명예3 665.8 1090.7 13.3 0.61 63 ○ 36
발명예4 693.37 1029.59 12.2 0.67 68.52 ○ 37
발명예5 643.9 1024.4 12.7 0.63 77.8 ○ 33
발명예6 629.4 1008.3 12.5 0.62 73.8 ○ 34
발명예7 654 1040.7 13.0 0.63 36.2 ○ 33
발명예8 599.4 1060 14.6 0.57 22.8 ○ 31
발명예9 618.4 1014.5 16.4 0.61 47.6 ○ 31
발명예10 623.3 1025 13.8 0.61 75.8 ○ 33
비교예1 620.9 1019.1 13.8 0.61 99.4 × 35
비교예2 742.3 1029.2 8.6 0.72 271.0 × 15
비교예3 741.3 1003.5 7.9 0.74 223.4 × 21
비교예4 677.4 1052.6 13.4 0.64 248.8 × 39
비교예5 705.7 1109.4 12.6 0.64 126.2 × 45
비교예6 800.5 1095.2 10.5 0.73 171.2 × 81
비교예7 750.9 1165.2 10.5 0.64 181.2 × 72
비교예8 962.8 1256.9 5.6 0.77 100.4 × 80
비교예9 821.5 1120.3 8.6 0.73 240.6 × 65
비교예10 750.1 1092.2 10.5 0.69 211.8 × 42
상기 표 1 내지 3에 나타난 바와 같이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 10의 경우, 항복강도가 700MPa이하, 인장강도 980MPa이상, 연신율이 12%이상을 만족하며, 동시에 점용접성을 대표하는 식 1의 값이 0.28이하를 만족하여 우수한 용접성을 갖는 것을 알 수 있다. 또한, 발명예 1 내지 10은 모두 베이나이트 분율이 30~40면적%의 범위를 가짐으로써 굽힘가공성의 지표인 R/t가 1.0이하의 범위를 만족하여 우수한 굽힘가공성을 확보하고 있을 뿐만 아니라, 식 2가 5.6이하를 만족하기 때문에 소둔온도±20℃와 같이 넓은 소둔범위에서도 항복강도의 편차가 80MPa이내의 매우 균일한 재질특성을 갖는 것을 알 수 있다. 이러한 특성들은 자동차용 부품으로 가공시 재질편차에 다른 불량율을 획기적으로 저감시킬 수 있는 수준이다.
도 5는 발명예 1의 소둔온도 변화에 따른 재질의 변화를 나타낸 그래프이며, (a)는 항복강도의 변화를, (b)는 인장강도의 변화를, (c)는 연신율의 변화를 나타낸다. 도 5에 나타난 바와 같이, 발명예 1은 소둔온도의 변화에 따른 항복강도 및 인장강도의 변화가 매우 낮은 것을 확인할 수 있으며, 특히 800±20℃ 기준으로 항복강도의 변화가 약 40MPa로서 매우 우수한 것을 알 수 있다. 연신율 또한 매우 우수한 것을 알 수 있다.
한편, 본 발명이 제안하는 합금조성 또는 제조조건을 만족하지 못하는 비교예 1 내지 10의 경우에는 대부분 본 발명이 제안하는 베이나이트 분율을 확보하고 있지 못하고 있을 뿐만 아니라, 용접성이 열화하거나 항복강도가 증가한 것을 알 수 있고, 항복강도의 편차 또한 과도하게 증가한 것을 알 수 있다. 또한, 연신율이 감소하고, 굽힘가공성이 본 발명이 제시하는 목표수준을 만족하지 못하는 것을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.08~0.105%, Si: 0.05~0.6%, Mn: 2.5~2.9%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.001~0.010%, Cr: 0.2~0.6%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.003~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1로 표현되는 Ceq가 0.28이하이며,
    하기 식 2의 조건을 만족하고,
    미세조직이 30~40면적%의 베이나이트와 잔부 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 냉연강판.
    [식 1] Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
    [식 2] 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si×Cr - 0.7Cr ≤ 5.6
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 Mo: 0.02%이하를 추가로 포함하는 냉연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 항복강도가 700MPa이하이고, 인장강도가 980MPa이상이며, 연신율이 12%이상이고, 굽힘가공성(R/t)이 0.1인 냉연강판.
    (단, 상기 굽힘가공성은 크랙이 발생하지 않는 최소반경곡률(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값임.)
  4. 중량%로, C: 0.08~0.105%, Si: 0.05~0.6%, Mn: 2.5~2.9%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하, Sol.Al: 0.01~0.10%, N: 0.001~0.010%, Cr: 0.2~0.6%, B: 0.0010~0.0060%, Sb: 0.001~0.10%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.003~0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1로 표현되는 Ceq가 0.28이하이며,
    하기 식 2의 조건을 만족하는 열연강판을 준비하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 750~820℃에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔된 냉연강판을 1~10℃/s의 속도로 650~700℃까지 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 5~20℃/s의 속도로 400~500℃까지 2차 냉각한 후, 300~400℃까지 과시효처리하는 단계를 포함하는 냉연강판의 제조방법.
    [식 1] Ceq = C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S
    [식 2] 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si×Cr - 0.7Cr ≤ 5.6
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 열연강판은 Mo: 0.02%이하를 추가로 포함하는 냉연강판의 제조방법.
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 열연강판은 강 슬라브를 재가열 한 후, 800~950℃에서 열간 마무리 압연하고, 500~750℃에서 권취하여 얻어지는 냉연강판의 제조방법.
  7. 청구항 4에 있어서,
    상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하여지는 냉연강판의 제조방법.
  8. 청구항 4에 있어서,
    상기 연속소둔 후, 30초이상 균열처리를 행하는 냉연강판의 제조방법.
  9. 삭제
  10. 청구항 4에 있어서,
    상기 과시효처리 후, 0.1~0.5%의 압하율로 스킨패스압연을 행하는 냉연강판의 제조방법.
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