KR102020407B1

KR102020407B1 - 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR102020407B1
Application number: KR1020170177299A
Authority: KR
Inventors: 서창효; 권성춘; 안연상; 최강현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-21
Filing date: 2017-12-21
Publication date: 2019-09-10
Also published as: KR20190075589A

Abstract

본 발명의 일 측면은, 고강도는 물론이고, 높은 항복비와 굽힘 가공성 및 신장 플랜지성이 우수하며, 나아가 도금밀착성이 우수한 고항복비형 고강도 강판 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 한다.

Description

고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING HIGH YIELD RATIO AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차용 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 높은 항복비를 가짐으로써 굽힘 가공성 및 신장 플랜지성이 우수하며, 동시에 도금 밀착성이 우수한 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비 향상이나 내구성 향상을 위하여 고강도 강판의 사용이 요구되고 있다. 특히, 자동차의 충격 안정성 규제가 확대되면서, 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(member), 시트레일(sear rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도 강이 채용되고 있다.

자동차 구조 부재는 인장강도 대비 항복강도 즉, 항복비(항복강도(YS)/인장강도(TS))가 높을수록 충격에너지 흡수에 유리한 특징을 갖는다.

그런데, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연신율이 감소하게 됨에 따라, 성형 가공성이 저하되는 문제가 발생하므로, 이를 보완할 수 있는 소재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

한편, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있으나, 이 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기 어려운 단점이 있다.

석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄화물 또는 질화물 형성원소를 첨가하여 탄질화물 등의 석출물을 형성시킴으로써 강을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립의 미세화에 의한 강도를 확보하는 기술이다. 이는 낮은 제조원가 대비 강도를 쉽게 향상시킬 수 있다는 장점을 가지는 반면, 미세 석출물에 의해 재결정 온도가 급격히 상승하게 됨으로써, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온 소둔을 실시하여야 하는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄화물 또는 질화물을 석출시킴으로써 강을 강화하므로 인장강도 600MPa 이상의 고강도 강을 얻기에는 한계가 있다.

변태강화형 고강도 강으로는 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 형성시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase) 강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 또는 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트의 저온조직 강으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등이 개발되어 왔다. 하지만, 이러한 고강도 강에서 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다.

또한, 충돌 안정성의 확보를 위하여 고온에서 성형 후 수냉하는 다이(die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의해 최종 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(hot press forming) 강이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다 및 추가 열처리 등에 의한 공정비용의 상승으로 적용 확대가 크지 않은 실정이다.

최근에는 충돌시 승객의 안정성을 보다 향상시키기 위한 측면에서, 차량의 시트 부품의 고강도화와 경량화가 동시에 진행되고 있다. 이러한 시트 부품은 롤 포밍뿐만 아니라, 프레스 성형의 두 가지 방법으로 제조되며, 승객과 차체를 연결하는 부품이므로 총돌시 승객이 밖으로 튕겨져 나가지 못하도록 높은 응력으로 지지해줄 필요가 있다. 이를 위해서는 높은 항복강도, 높은 항복비가 요구된다. 또한, 가공되는 부품의 대부분이 신장 플랜지성을 요구하는 부품이기 때문에, 구멍확장성이 우수한 강재의 적용도 요구되고 있다.

한편, 항복강도를 높이기 위한 대표적인 기술은 연속소둔시 수냉각을 이용하는 것이다. 즉, 소둔 공정에서 강재를 균열시킨 후 물에 침적하여 템퍼링(tempering) 시킴으로써 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지는 강판을 얻는 것이다. 하지만, 이 기술은 수냉각시 폭 방향, 길이 방향 온도편차로 인하여 형상 품질이 열위하게 되어, 롤 포밍의 적용시 작업성이 열위하고, 위치별 재질 편차 등을 나타내는 등 매우 심각한 단점이 있다.

다른 기술로서, 특허문헌 1은 탄소(C)를 0.18% 이상으로 함유하는 강재를 연속소둔한 후 상온까지 수냉 후 120~300℃의 온도범위에서 1~15분간 과시효 처리를 행함으로써 마르텐사이트 체적율이 80~97%인 마르텐사이트 강재를 개시하고 있다. 이와 같이, 수냉 후 템퍼링에 의하여 초고강도 강을 제조할 경우, 항복비가 높은 특성을 가지나, 폭 방향 및 길이 방향의 온도 편차에 의해 코일의 형상품질이 열위하는 문제가 있다. 따라서, 이 역시 롤 포밍 가공시 부위에 따른 재질 불량, 작업성 저하 등이 발생하는 단점이 있다.

또 다른 기술로서, 특허문헌 2는 템퍼드 마르텐사이트 상을 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻고, 연속소둔 후의 판 형상도 우수한 냉연강판에 대해 개시하고 있다. 하지만, 이 경우에는 탄소(C)의 함량이 0.2% 이상으로 높아, 용접성이 열위하는 문제 및 Si의 다량 첨가로 기인하는 로내 덴트 결함이 발생하는 문제가 있다.

따라서, 높은 항복비와 함께 굽힘 가공성 및 신장 플랜지성이 향상된 고강도 강의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

일본공개특허공보 제1992-289120호 일본공개특허공보 제2010-090432호

본 발명의 일 측면은, 중량%로 탄소(C): 0.04~0.09%, 실리콘(Si): 0.2% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 2.0~3.5%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 티타늄(Ti): 0.03~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0010~0.0050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Cr 및 Mo은 하기 관계식 1을 만족하며,

미세조직으로 면적분율 50% 이상의 마르텐사이트, 20~50%의 베이나이트 및 잔부 페라이트를 포함하고, 상기 마르텐사이트의 평균 입경(원 상당 직경을 기준으로 함)이 2㎛ 이하, 상기 베이나이트의 평균 입경이 3㎛ 이하이고, 상기 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 경도비(H_B/H_M)가 1.3 이하인 고항복비형 고강도 강판을 제공한다.

[관계식 1]

(5[Mo] + [Si] + [Cr]) / 2[C] ≥ 5.5

(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열간압연을 600~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔 후 640~700℃까지 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 Ms-100℃~Ms까지 5~20℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각 후 과시효 처리하는 단계를 포함하며, 상기 마무리 열간압연은 출구측 온도가 Ar₃~Ar₃+50℃가 되도록 행하며, 상기 연속소둔은 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 행하는 것인 고항복비형 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

[관계식 2]

19000[B] + 4.2[Mn] + 140[Si] + 0.07a ≤ 130

(여기서, 각 원소는 중량 함량, a는 소둔온도(℃)를 의미한다.)

본 발명에 의하면, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 고강도, 고항복비를 가지면서, 굽힘 가공성 및 신장 플랜지성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강과 비교강의 도금층 표면의 억제층을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.

본 발명의 발명자들은 자동차용 소재 중 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 사용할 수 있는 수준의 강도, 항복비, 성형성 등을 가지는 소재를 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가지는 고강도 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 고항복비형 고강도 강판은 탄소(C): 0.04~0.09%, 실리콘(Si): 0.2% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 2.0~3.5%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 티타늄(Ti): 0.03~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0010~0.0050%를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 고강도 강판의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.04~0.09%

탄소(C)는 강의 변태조직 강화를 위해 첨가하는 주된 원소이다. 이러한 C는 강의 고강도화를 도모하고, 변태조직강에서 마르텐사이트의 형성을 조장한다. 상기 C 함량이 증가할수록 강 중 마르텐사이트 양이 증가하게 된다.

본 발명의 하나의 측면에 있어서, C의 함량이 0.09%를 초과하게 되면 강 중 마르텐사이트 양의 증가로 강도는 높아지나, 상대적으로 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 증가하게 된다. 이러한 강도 차이는 응력 부가시 상간 계면에서 쉽게 파괴가 발생하기 때문에 신장 플랜지성이 저하하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 고객사 부품 가공시 용접결함이 발생하는 문제가 있다. 반면, 상기 C의 함량이 0.04% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어려워진다.

따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.04~0.09%로 제어할 수 있다.

Si: 0.2% 이하(0%는 제외)

실리콘(Si) 페라이트 변태를 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시켜 마르텐사이트의 강도 상승을 방해하는 원소이다. 또한, 표면 스케일 결함을 유발하며, 화성처리성을 저해할 수 있으므로, 그 함량을 제한하는 것이 유리하다.

본 발명이 하나의 측면에서는 Si을 최대 0.2%로 함유하더라도 의도하는 물성을 확보할 수 있으므로, 상기 Si을 0.2% 이하로 제한할 수 있으며, 0%는 제외한다.

Mn: 2.0~3.5%

망간(Mn)은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며 강 중 황(S)을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하는 효과가 있다. 또한, 상기 Mn은 강을 강화시키는 원소이면서, 동시에 복합조직강에서 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하여, 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시키는데 유용하다.

이러한 Mn의 함량이 2.0% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도를 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 3.5%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높아진다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 2.0~3.5%로 제한할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.3~3.3%로 포함할 수 있다.

Cr: 0.3~1.2%

크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도 확보를 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Cr은 마르텐사이트를 형성하는데에 매우 중요한 역할을 한다.

본 발명의 하나의 측면에 있어서, Cr의 함량이 0.3% 미만이면 상술한 효과를 확보하기 어렵고, 반면 1.2%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열위하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.3~1.2%로 제어할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.5~1.0%로 포함할 수 있다.

Ti: 0.03~0.08%, Nb: 0.01~0.05%

티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강도 상승 및 미세 석출물의 형성에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 구체적으로, 상기 Ti와 Nb은 강 중 C와 결합하여 나노 사이즈의 미세한 석출물을 형성하며, 이는 기지조직을 강화시켜 상(phase)간 경도차를 감소시키는 역할을 한다.

본 발명의 하나의 측면에 있어서, Ti과 Nb의 함량이 각각 0.03%, 0.01% 미만이면 나노 사이즈의 석출물을 충분히 형성할 수 없게 되어 상간 경도차이가 커지게 되며, 반면 그 함량이 각각 0.08%, 0.05%를 초과하게 되면 제조비용이 상승하고 석출물이 과다하게 형성되어 연성을 크게 저해할 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Ti을 0.03~0.08%로, Nb을 0.01~0.05%로 제어할 수 있다.

몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%

몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트의 미세화 및 강도 향상을 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Mo은 강의 경화능을 향상시켜 마르텐사이트를 결정립계(grainboundary)에 미세하게 형성시킴으로써 항복비 제어가 가능한 장점이 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조상 불리해지는 문제가 있으므로, 그 함량을 적절하게 제어하는 것이 바람직하다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Mo을 포함할 수 있으며, 다만 그 함량이 0.15%를 초과할 경우 합금원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어지고, 지나친 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과로 인해 오히려 강의 연성도 저하하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Mo을 0.01~0.15%로 포함할 수 있다.

보론(B): 0.0010~0.0050%

보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는데 유리한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 억제하고, 마르텐사이트 형성을 촉진하는 경화능 원소이다.

이러한 B의 함량이 0.0010% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻기 어렵고, 반면 0.0050%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 B을 0.0010~0.0050%로 포함할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판은 상술한 합금조성 이외에 인(P): 0.001~0.10%, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.10% 및 질소(N): 0.010% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

P: 0.001~0.10%

인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 강도를 향상시키는 역할을 한다. 이러한 P의 함량이 0.001% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 제강공정에서 과도한 비용이 요구되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 성형성이 열위하고 강의 취성 파괴 발생 가능성이 증가하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 P을 0.001~0.10%로 포함할 수 있다.

S: 0.010% 이하

황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이고, 연성 및 용접성을 저해하므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 상기 S은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.010% 이하로 제어할 수 있으며, 다만 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

Al: 0.01~0.10%

알루미늄(Al)은 산소와 결합하여 탈산작용을 일으키고, 실리콘(Si)과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트의 경화능을 향상시키는데 유효한 원소이다.

이러한 Al의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없으며, 반면 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 그 효과가 포화되고 오히려 제조비용의 상승을 유발하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Al을 0.01~0.10%로 포함할 수 있다.

N: 0.010% 이하

질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 원소이나, 그 함량이 0.010%를 초과할 경우 AlN 석출물의 형성에 의해 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가한다.

따라서, 본 발명에서는 N를 0.010% 이하로 제어할 수 있으며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.

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.

상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 C, Si, Cr 및 Mo의 함량조성이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

본 발명의 하나의 측면에 있어서, C와 Si, Cr, Mo의 함량 관계를 하기 관계식 1로 제어함으로써 본 발명에서 목표로 하는 수준의 강도를 확보할 수 있으며, 2차상의 C 함량을 줄임으로써 상(phase)간 경도 차이를 효과적으로 줄일 수 있다.

[관계식 1]

(5[Mo] + [Si] + [Cr]) / 2[C] ≥ 5.5

(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)

한편, 본 발명에서 목표로 하는 고강도, 고항복비, 고성형성 등의 확보를 위해서는, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강판의 미세조직이 다음과 같이 구성될 필요가 있다.

구체적으로, 본 발명의 고강도 강판은 미세조직으로 면적분율 50% 이상의 마르텐사이트, 20~50%의 베이나이트 및 잔부 페라이트를 포함할 수 있다.

상기 마르텐사이트 상의 분율이 50% 미만이거나 베이나이트 상의 분율이 50%를 초과하게 되면 본 발명에서 목표로 하는 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 또한, 상기 베이나이트 상의 분율이 20% 미만이면 항복강도를 충분히 확보할 수 없게 되어 고항복비형 고강도 강판을 제공할 수 없게 된다.

더불어, 상술한 바와 같이 미세조직을 구현함에 있어서, 상기 마르텐사이트 상은 평균 입경이 2㎛ 이하, 상기 베이나이트 상은 평균 입경이 3㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이때, 평균 입경이 3㎛를 초과하는 베이나이트의 분율을 5% 이하(0% 포함)로 제어할 수 있다.

본 발명의 고강도 강판은 종래 고강도 강 대비 강 중 C의 함량이 상대적으로 낮음에도 불구하고, 상기와 같이 마르텐사이트 및 베이나이트의 결정립을 미세화함으로써 목표 수준의 강도를 확보할 수 있다.

뿐만 아니라, 결정립 미세화에 의해 본 발명에서 목표로 하는 굽힘 가공성 및 신장 플랜지성을 동시에 우수하게 확보할 수 있으며, 고항복비를 가질 수 있다.

여기서, 입경이란 강판의 단면을 관찰하여 검출한 마르텐사이트 또는 베이나이트의 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미한다.

본 발명의 하나의 측면에 있어서, 상기와 같이 마르텐사이트 및 베이나이트의 결정립을 미세화하기 위해서는 나노 크기의 미세 석출물을 충분히 포함할 수 있다.

구체적으로, 평균 크기 10nm 이하의 석출물을 150개/㎛² 이상으로 포함할 수 있으며, 상기 석출물은 TiC, NbC 및 TiMoC 중 1종 이상일 수 있다. 이러한 미세 석출물을 미세조직 내에 균일하게 분포시킴으로써 결정립 미세화 효과와 더불어, 상(phase)간 경도비를 최소화하는 효과를 얻을 수 있다.

보다 상세하게는 본 발명의 고강도 강판은 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 경도비(H_B/H_M)를 1.3 이하로 확보할 수 있으며, 980MPa 이상의 인장강도와 780MPa 이상의 항복강도를 확보함으로써 항복비를 0.85 이상으로 확보할 수 있다.

일 예로, 상기 경도비는 강판의 두께 방향 1/4t(여기서 t는 강판 두께(mm)를 의미함) 지점에서 측정할 수 있다.

이와 함께, 본 발명의 고강도 강판은 신장 플랜지성을 평가하는 지수인 구멍확장성(HER)이 60% 이상이고, 굽힘 가공성을 평가하는 지수인 굽힘성 지수(R/t)를 0.5 이하로 확보할 수 있어, 신장 플랜지성 및 굽힘 가공성을 동시에 향상시키는 효과가 있다.

상기 굽힘성 지수의 R은 90도 벤딩시 펀치의 R이며, t는 소재의 두께(mm)를 의미한다.

본 발명의 고강도 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함할 수 있으며, 이때 상기 도금층의 표층부에는 면적분율 80% 이상으로 Al-Fe계 억제층(inhibiyion layer)을 포함할 수 있다.

구체적으로, 본 발명의 고강도 강판은 아연도금을 위해 도금욕에 침지(dipping)할 시 Fe₂Al₅의 억제층을 형성하며, 이러한 억제층은 소지철 내 Fe 용출과 합금화 반응을 억제함으로써 도금 밀착성을 향상시키는 효과가 있다.

이하, 본 발명이 다른 일 측면인 고항복비형 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속 소둔 - 냉각 - 과시효] 공정을 거쳐 목표로 하는 고강도 강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.

[강 슬라브 재가열]

먼저, 전술한 성분계를 갖는 강 슬라브를 재가열한다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 재가열 공정의 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1150~1300℃의 온도 범위에서 재가열 공정을 수행할 수 있다.

[열간압연]

상기에 따라 가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 마무리 압연기의 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃를 만족하는 것이 바람직하다.

상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3 미만이면 열간 변형 저항이 급격히 증가할 가능성이 높고, 열연코일의 상(top)부, 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가와 더불어 성형성이 열위한다. 반면, Ar3+50℃를 초과하게 되면 산화 스케일이 너무 두껍게 형성될 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다.

일 예로, 상기 마무리 열간압연시 출구측 온도는 880~920℃일 수 있다.

[권취]

상기에 따라 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 이는 600~750℃의 온도범위에서 행할 수 있다.

만일, 상기 권취온도가 600℃ 미만이면 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트의 형성으로 인해 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써, 이후의 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 750℃를 초과하게 되면 표면 스케일이 증가하여 산세성이 열화하는 문제가 있다.

[냉간압연]

상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있으며, 이는 40~70%의 압하율로 행할 수 있다.

상기 냉간압연시 압하율이 40% 미만이면 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻기 어려워지며, 형상교정이 어려워진다. 반면, 압하율이 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하는 문제가 있다.

[연속 소둔]

상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속소둔 처리할 수 있으며, 이는 본 발명에서 의도하는 미세조직의 기반을 마련하고자 하는 공정인 바, Ac1+30℃~Ac3-30℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다.

상기 연속소둔시 온도가 Ac1-30℃ 미만이면 페라이트가 다량으로 생성되어 항복강도가 낮아지므로 항복비 0.8 이상의 고항복비를 확보할 수 없게 된다. 특히, 다량의 페라이트의 생성으로 변태상과의 상(phase)간 경도차이가 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 Ac1+30℃를 초과하게 되면 고온소둔에 따른 오스테나이트 결정립 크기의 조대화로 냉각시 생성되는 마르텐사이트 상의 평균 입도가 커지게 되므로, 본 발명에서 의도하는 물성의 확보가 어려워진다.

일 예로, 상기 마무리 연속소둔 온도는 800~840℃일 수 있다.

한편, 본 발명의 하나의 측면에 있어서, 고강도 강판의 도금 밀착성을 향상시키기 위한 목적에서, 상술한 온도범위에서의 연속소둔시 소둔온도(a, ℃)와 합금조성 간의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판에 함유되는 B, Mn, Si은 소둔시 강판 표면에 소둔 산화물을 형성하는 원소들로서, 이들은 소둔온도가 높을수록 소둔 산화물의 양이 증가하게 되며, 그 경우 도금성이 저하된다.

따라서, 본 발명에서는 소둔시 소둔 산화물의 생성을 최소화하기 위하여 상기 B, Mn, Si의 함량을 소둔온도와의 관계로 제어함으로서 도금성을 향상시키는 것이 바람직하다.

[관계식 2]

19000[B] + 4.2[Mn] + 140[Si] + 0.07a ≤ 130

[단계적 냉각]

상기한 바에 따라 연속소둔 처리된 냉연강판을 냉각할 수 있으며, 이때 단계적으로 냉각하는 것이 바람직하다.

구체적으로, 상기 냉각은 640~700℃까지 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 1차 냉각이라 칭함)한 다음, Ms-100℃~Ms까지 5~20℃/s의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 2차 냉각이라 칭함)하는 것이 바람직하다.

상기 1차 냉각 공정은 페라이트 변태를 억제하고, 후속 냉각시 대부분의 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키기 위한 공정이다.

이러한 1차 냉각 공정의 냉각 종료온도가 640℃ 미만이면 코일의 사행이 발생할 우려가 있으며, 반면 종료온도가 700℃를 초과하게 되면 페라이트 상이 과도하게 형성되어 의도하는 물성의 확보가 불가능해지는 문제가 있다. 또한, 1차 냉각시 평균 냉각속도가 1℃/s 미만이면 냉각 중 페라이트의 변태로 항복비가 저하되며, 이로 인해 상간 경도비가 증가하는 문제가 있다. 상기 1차 냉각시 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 설비 사양을 고려하여 적절히 선택할 수 있다. 일 예로, 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.

상술한 조건으로 1차 냉각을 완료한 후 2차 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 이는 강판의 폭 방향 및 길이 방향 형상 확보와 더불어, 고항복비, 구멍 확장성 및 신장 플랜지성 등의 확보를 위해 중요하다.

이때 종료온도가 Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도)-100℃ 미만이면 후속하는 과시효 처리 동안 마르텐사이트 상이 과도하게 생성되어 항복강도 및 인장강도가 지나치게 증가하여 연성이 저하되는 문제가 있다. 반면, Ms를 초과하게 되면 소둔시 생성된 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 못하고 베이나이트, 그래뉼라 베이나이트(granular bainite) 등이 생성되어 항복강도가 급격히 열화되는 문제가 있다. 또한, 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 마르텐사이트 변태에 필요한 충분한 냉각능을 확보할 수 없으며, 반면 20℃/s를 초과하게 되면 급냉에 의해 코일 형상이 뒤틀리는 등 품질 문제가 발생할 우려가 있다.

한편, 상술한 바에 따라 단계적으로 냉각을 행함에 있어서, 1차 냉각시의 냉각속도 보다 2차 냉각시의 냉각속도를 빠르게 행할 수 있다.

[과시효(over aging)]

상기에 따라 단계적 냉각을 완료한 후 최종 냉각된 온도범위에서 과시효 처리할 수 있으며, 이는 본 발명에서 목표로 하는 미세조직을 얻고자 하는 것이다.

따라서, 상기 과시효 처리는 강판의 미세조직이 면적분율 50% 이상의 마르텐사이트 및 20~50%의 베이나이트가 형성되는 시간 동안 행하는 것이 바람직하다. 일 예로, 상기 과시효 처리는 200~350초 동안 행할 수 있다.

한편, 필요에 따라, 최종적으로 과시효 처리된 강판을 조질(skin pass)압연하는 단계를 더 포함할 수 있다.

통상, 변태조직 강을 스킨패스 압연하는 경우 대부분 인장강도의 증가없이 50 내지 100MPa의 항복강도의 상승이 일어난다. 이때, 압하율이 0.1% 미만이면 강의 형상 제어가 어려워지며, 반면 1.0%를 초과하게 되면 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해진다.

또한, 필요에 따라, 최종적으로 과시효 처리된 강판의 조질 압연 처리 후 또는 처리 전에 용융도금 또는 전기도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.

일 예로, 상기 용융도금은 용융아연도금일 수 있으며, 이때 통상의 조건으로 용융아연도금을 행할 수 있으나, 일 예로 430~490℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.

나아가, 필요에 따라 용융아연도금 후 합금화 열처리를 행할 수 있다. 상기 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 아니하며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로서, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리를 행할 수 있다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 1200℃, 1시간 동안 재가열하였다. 이후, 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조한 다음, 650~680℃에서 권취하였다. 이후, 제조된 각각의 열연강판을 산세한 후 냉간압하율 45%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속소둔 처리한 다음, 단계적 냉각(1차 및 2차)을 행한 후 과시효 처리하였다. 이후, 각각의 강판에 대해 0.2%로 조질압연하였다.

상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 평가한 다음, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

이때, 각각의 강판을 JIS 5호 인장시험편으로 제작하여 항복강도(YS), 인장강도(TS), 항복비(YR), 연신율(T-EL), 구멍 확장성(HER) 및 신장 플랜지성(R/t)을 측정하였다.

또한, 각 상(phase)의 분율 및 크기와 석출물의 크기 및 분포밀도는 FE-SEM으로 관찰한 후 이미지 분석기(image analayer)를 이용하여 측정하였다.

그리고, 상기 미세조직의 경도는 나노인덴터(nano-indenter, NT110) 기기를 이용하여 2g의 하중으로 100point를 정방형으로 3회 측정한 후, 최대값 및 최소값을 제외한 나머지 값들의 평균값으로 하였다. 이때, 경도는 강판의 1/4t 지점에서 측정하였다.

강종	합금조성 (중량%)												식 (1)
강종	C	Mn	Si	P	S	Al	Cr	Ti	Nb	B	Mo	N	식 (1)
발명강1	0.059	2.97	0.125	0.011	0.0034	0.026	0.95	0.047	0.031	0.0021	0.05	0.0040	11.2
발명강2	0.065	2.42	0.133	0.011	0.0036	0.024	0.95	0.045	0.031	0.0017	0.047	0.0047	10.1
발명강3	0.047	2.94	0.139	0.011	0.0033	0.022	0.95	0.044	0.031	0.0020	0.02	0.0040	12.6
발명강4	0.043	2.46	0.131	0.011	0.0032	0.023	0.95	0.043	0.031	0.0021	0.045	0.0045	15.2
발명강5	0.073	2.95	0.120	0.011	0.0023	0.031	0.97	0.049	0.032	0.0022	0.034	0.0034	8.6
발명강6	0.051	2.97	0.101	0.011	0.002	0.034	0.69	0.050	0.032	0.0023	0.035	0.0035	9.5
발명강7	0.062	2.99	0.125	0.011	0.002	0.033	0.60	0.048	0.032	0.0021	0.035	0.0035	7.3
발명강8	0.062	2.74	0.106	0.011	0.002	0.040	0.71	0.052	0.032	0.0019	0.035	0.0035	8.0
발명강9	0.085	2.52	0.105	0.011	0.002	0.035	0.79	0.051	0.032	0.0021	0.03	0.0035	6.1
비교강1	0.076	2.65	0.150	0.010	0.002	0.033	0.50	0.050	0.031	0.0023	0.01	0.0033	4.6
비교강2	0.082	2.63	0.102	0.010	0.002	0.035	0.65	0.049	0.030	0.0025	0.02	0.0033	5.2
비교강3	0.150	3.10	0.099	0.011	0.003	0.037	0.65	0.051	0.039	0.0035	0.02	0.0031	2.8
비교강4	0.084	1.30	0.101	0.010	0.004	0.033	0.65	0.040	0.020	0.0023	0.03	0.0031	5.4
비교강5	0.056	2.91	0.112	0.010	0.003	0.035	0.20	0.040	0.020	0.0020	0.03	0.0038	4.1
비교강6	0.170	2.70	0.10	0.010	0.003	0.030	1.5	0.041	0.040	0.0024	0.04	0.0041	5.3
비교강7	0.080	2.41	1.10	0.012	0.004	0.033	0.67	0.042	0.036	0.0029	0.003	0.0033	11.2
비교강8	0.089	2.72	0.220	0.011	0.003	0.036	0.63	0.015	0	0.0031	0.01	0.0035	5.1

(표 1에서 식(1)은 관계식 1[(5[Mo] + [Si] + [Cr]) / 2[C]]의 값을 나타낸 것이다.)

강종	Ar3 (℃)	Ms (℃)	마무리 열간압연 (℃)	소둔 온도 (℃)	식 (2)	1차 냉각		2차 냉각		과시효 시간 (초)	구분
강종	Ar3 (℃)	Ms (℃)	마무리 열간압연 (℃)	소둔 온도 (℃)	식 (2)	속도 (℃/s)	온도 (℃)	속도 (℃/s)	온도 (℃)	과시효 시간 (초)	구분
발명강 1	865.2	417.8	900	830	128	3.1	650	17.9	340	280	발명예1
			900	810	126.6	2.8	660	18.5	340	280	발명예2
			900	860	130.1	3.6	650	16.8	360	280	비교예1
발명강 2	865.4	433.2	900	820	118.5	2.8	660	10.4	480	280	비교예2
발명강 2	865.4	433.2	900	820	118.5	3.1	640	17.4	340	280	발명예3
발명강 3	874.1	425.1	900	820	127.2	2.9	650	17.4	350	280	발명예4
발명강 4	873.8	442.3	900	820	126.0	2.7	660	17.9	350	280	발명예5
발명강 5	868.1	411.8	900	810	127.7	2.9	640	16.8	350	280	발명예6
			900	820	128.4	2.8	660	10.4	480	280	비교예3
			900	850	130.5	3.5	650	17.4	350	280	비교예4
발명강 6	868.7	426.4	900	820	127.7	3.1	640	17.4	340	280	발명예7
			900	760	123.5	1.7	660	17.9	350	280	비교예5
			900	890	132.6	4.2	650	17.4	350	280	비교예6
발명강 7	865.0	422.0	900	820	127.4	2.8	660	17.9	350	280	발명예8
발명강 8	864.2	428.4	900	820	119.8	2.9	650	17.4	350	280	발명예9
발명강 9	856.9	423.5	900	820	122.6	2.9	650	17.4	350	280	발명예10
비교강 1	858.8	428.8	900	820	133.2	2.9	650	17.4	350	280	비교예7
비교강 2	858.2	423.9	900	820	130.2	2.9	650	17.4	350	280	비교예8
비교강 3	835.8	376.1	900	820	150.8	2.9	650	17.4	350	280	비교예9
비교강 4	864.4	466.6	900	820	120.7	2.9	650	17.4	350	280	비교예10
비교강 5	867.0	434.4	900	820	123.3	2.9	650	17.4	350	280	비교예11
비교강 6	833.3	365.0	900	820	128.3	2.9	650	17.4	350	280	비교예12
비교강 7	913.5	432.1	900	820	276.6	2.9	650	17.4	350	280	비교예13
비교강 8	865.2	418.1	900	820	158.5	2.9	650	17.4	350	280	비교예14

구분	미세조직						기계적 물성						도금성
구분	B (%)	M (%)	B 입경 (㎛)	M 입경 (㎛)	경도 비 (H_B/H_M)	석출물 밀도 (㎛²)	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	HER (%)	YR	R/t	도금 젖음성	억제층 면적 (%)
발명예1	32	56	2.5	1.2	1.2	172	912	1052	9.3	75	0.87	0.3	○	91
발명예2	33	51	2.3	1.3	1.2	182	932	1090	8	62	0.86	0.3	○	94
비교예1	30	67	2.3	1.3	1.2	182	978	1075	8	85	0.91	0.8	×	75
비교예2	41	42	3.6	2.2	2.1	179	752	1001	11.6	51	0.75	0.8	○	92
발명예3	32	58	2.6	1.6	1.3	181	882	1021	9.7	69	0.86	0.3	○	89
발명예4	37	60	2.7	1.0	1.2	162	875	1010	9.5	72	0.87	0.3	○	93
발명예5	37	61	2.8	1.4	1.2	158	921	1032	12.1	69	0.89	0	○	94
발명예6	36	56	2.7	1.3	1.3	162	901	1025	8.5	75	0.88	0.3	○	92
비교예3	52	34	3.8	2.6	2.6	161	778	1020	10.2	46	0.76	1.2	○	90
비교예4	38	58	3.8	2.6	2.7	161	932	1090	10.2	62	0.86	0.8	×	75
발명예7	33	57	2.1	1.7	1.3	168	895	1036	9.6	69	0.86	0.3	○	92
비교예5	63	10	4.1	1.9	2.7	158	712	968	10.5	47	0.74	0.8	○	91
비교예6	38	58	3.5	2.9	1.2	159	912	1086	6.1	58	0.84	0.8	×	61
발명예8	37	56	2.3	1.5	1.1	161	874	1034	6.5	68	0.85	0	○	94
발명예9	31	56	2.5	1.6	1.2	159	889	1034	10.6	70	0.86	0.3	○	91
발명예10	54	39	2.7	1.2	1.2	160	894	1035	9.2	49	0.86	0.3	○	89
비교예7	34	48	2.9	1.3	1.8	159	812	1034	12.1	48	0.79	1.6	×	73
비교예8	31	51	2.7	1.5	1.7	153	745	968	8.6	43	0.77	1.6	×	76
비교예9	34	49	2.3	1.9	1.9	158	775	1032	10.5	32	0.75	2.0	×	62
비교예10	49	34	2.7	1.8	1.7	159	796	1052	14.5	47	0.76	1.2	○	98
비교예11	52	36	2.8	1.9	1.8	158	712	957	14.3	46	0.74	1.6	○	94
비교예12	38	46	2.8	1.9	2.1	159	965	1150	8.6	39	0.84	2.0	○	85
비교예13	51	31	3.2	1.5	3.1	158	774	1050	14.5	32	0.74	2.4	×	42
비교예14	52	43	3.1	2.3	2.1	89	675	957	11.5	41	0.71	2.0	×	59

(표 3에서 B는 베이나이트 상, M은 마르텐사이트 상을 의미하며, 상기 B와 M을 제외한 잔부는 페라이트 상이다.)

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성, 성분관계 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 10은 의도하는 미세조직(상 분율, 결정립 입경, 석출물 등)이 형성됨에 따라 고항복비를 가지면서, 구멍 확장성, 신장 플랜지성이 우수하고, 도금성이 우수함을 확인할 수 있다.

반면, 합금조성, 성분관계 및 제조조건 중 하나 이상의 조건이 본 발명을 벗어나는 비교예 1 내지 14는 본 발명에서 목표로 하는 물성의 확보가 불가능하였다.

이 중, 비교예 7 내지 12, 비교예 14는 본 발명에서 제안하는 식(1)을 만족하지 못한 경우로서, 소둔 및 냉각 후 과시효 처리시 래쓰형 마르텐사이트가 잔존함에 따라 마르텐사이트 상 간의 강도 차이에 의하여 구멍 확장성과 항복비가 열위하였다.

한편, 본 발명에서 제안하는 합금조성은 만족하지만, 제조조건 중 2차 냉각종료온도를 만족하지 못하는 비교예 2 및 비교예 3은 고온 과시효에 의해 소둔시 생성된 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 못하고 상대적으로 고온 변태상인 베이나이트, 그래뉼라 베이나이트 등이 생성되어 조대한 변태상이 발생하였다. 이로 인해 상간 경도비가 높고, 항복비가 낮으며 구멍 확장성이 열위하였다.

또한, 소둔온도가 본 발명을 만족하지 못하는 비교예 1과 4는 소둔온도와 합금조성 간의 관계(식(2)에 해당)가 본 발명에서 제안하는 바를 만족하지 못함에 따라 도금성이 열위하였다.

비교예 5는 소둔온도가 너무 낮아 이상역에서 소둔이 이루어짐에 따라 베이나이트 상이 과다하게 생성되었으며, 이로 인해 상간 경도차가 높고, 항복비가 낮으며, 구멍 확장성이 열위하였다.

비교예 6은 고온소둔에 의하여 오스테나이트 결정립이 조대화되었으며, 이로 인해 냉각시 생성되는 마르텐사이트의 입경을 2㎛ 이하로 확보할 수 없었다. 그 결과, 항복비가 낮고 구멍확장성이 열위하였다.

그리고, 비교예 1, 4, 6, 7-9, 13-14는 본 발명에서 제안하는 식(2)를 벗어남에 따라, 도금 젖음성이 열위하였다. 즉, B과 Mn의 함량이 증가할수록 소둔시 표면에 Mn-B 산화물이 형성되어 용융 아연과 복합 산화물의 젖음성이 약화되어, 도금 젖음성이 열위하게 되는 것이다.

다만, B, Mn의 함량이 증가하더라도 소둔온도가 낮아 본 발명의 식(2)를 만족하는 경우에는 Mn-B 산화물이 상대적으로 적게 생성되어 도금 밀착성이 양호한 결과를 보인다.

도 1은 발명예 6의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.

도 1의 (a)에 따르면 강 내에 마르텐사이트 상과 베이나이트 상이 고르게 분포하여 형성된 것을 확인할 수 있으며, (b)에 따르면 미세 나노 석출물들이 다량 분포하고 있음을 확인할 수 있다.

도 2는 발명예 6과 비교예 4의 도금층 표면의 억제층을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.

도 2에 따르면, 발명예 6은 도금층 표면의 거의 전체에 걸쳐 억제층이 형성된 반면, 비교예 4는 군데군데 억제층이 형성되지 못한 것을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로 탄소(C): 0.04~0.09%, 실리콘(Si): 0.2% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 2.0~3.5%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 티타늄(Ti): 0.03~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0010~0.0050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Cr 및 Mo은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직으로 면적분율 50% 이상의 마르텐사이트, 20~50%의 베이나이트 및 잔부 페라이트를 포함하고, 상기 마르텐사이트의 평균 입경(원 상당 직경을 기준으로 함)이 2㎛ 이하, 상기 베이나이트의 평균 입경이 3㎛ 이하이고,
상기 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 경도비(H_B/H_M)가 1.3 이하인 고항복비형 고강도 강판.

[관계식 1]
(5[Mo] + [Si] + [Cr]) / 2[C] ≥ 5.5
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
제 1항에 있어서,
상기 강판은 중량%로, 인(P): 0.001~0.10%, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.10% 및 질소(N): 0.010% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고항복비형 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 평균 입경이 3㎛를 초과하는 베이나이트의 분율이 5% 이하(0% 포함)인 고항복비형 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 평균 크기 10nm 이하의 석출물을 150개/㎛² 이상으로 포함하고,
상기 석출물은 TiC, NbC 및 TiMoC 중 1종 이상인 고항복비형 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 980MPa 이상의 인장강도, 780MPa 이상의 항복강도, 0.85 이상의 항복비를 갖는 것인 고항복비형 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 구멍확장성(HER)이 60% 이상이고, 굽힘성 지수(R/t)가 0.5 이하인 고항복비형 고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하고, 상기 도금층의 표층부에 면적분율 80% 이상으로 Al-Fe계 억제층(inhibiyion layer)을 포함하는 고항복비형 고강도 강판.
중량%로 탄소(C): 0.04~0.09%, 실리콘(Si): 0.2% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 2.0~3.5%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 티타늄(Ti): 0.03~0.08%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0010~0.0050%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Cr 및 Mo은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
상기 열간압연을 600~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔 후 640~700℃까지 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 Ms-100℃~Ms까지 5~20℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각 후 과시효 처리하는 단계를 포함하며,
상기 마무리 열간압연은 출구측 온도가 Ar₃~Ar₃+50℃가 되도록 행하며,
상기 연속소둔은 하기 관계식 2를 만족하는 온도에서 행하는 것인 고항복비형 고강도 강판의 제조방법.

[관계식 1]
(5[Mo] + [Si] + [Cr]) / 2[C] ≥ 5.5
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)

[관계식 2]
19000[B] + 4.2[Mn] + 140[Si] + 0.07a ≤ 130
(여기서, 각 원소는 중량 함량, a는 소둔온도(℃)를 의미한다.)
제 8항에 있어서,
상기 과시효 처리하는 단계는 미세조직이 면적분율 50% 이상의 마르텐사이트 및 20~50%의 베이나이트가 형성되는 시간 동안 행하는 것인 고항복비형 고강도 강판의 제조방법.
제 8항에 있어서,
상기 과시효 처리 후 용융도금 또는 전기도금하여 도금강판으로 제조하는 단계를 더 포함하는 고항복비형 고강도 강판의 제조방법.
제 8항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, 인(P): 0.001~0.10%, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.10% 및 질소(N): 0.010% 이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고항복비형 고강도 강판의 제조방법.