KR102398271B1 - 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

굽힘가공성과 구명확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명의 냉연강판은, 중량%로 C: 0.03~0.07%, Si: 0.3%이하(0은 제외), Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.01% 이하, Sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, B: 0.0010%~0.0050%, Ti: 0.03~0.08%, Nb:0.01~0.05%, N: 0.01% 이하, 나머지는 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고, 강 미세조직이, 면적%로, 90% 이하의 저온 변태조직과 10% 이상의 페라이트를 포함하고, 상기 저온 변태조직은 베이나이트: 50% 이상, 프레쉬 마르텐사이트(FM): 40% 이하, 잔여 소려 마르텐사이트(TM): 5% 이하를 포함하고, 상기 마르텐사이트는 평균입경이 2㎛이하이고 상기 베이나이트의 평균입경이 3㎛이하이며, 그리고 평균입경 3㎛ 이상인 베이나이트가 베이나이트 전체에 대하여 차지하는 면적분율이 5% 이하이고, 그리고 미세조직내 10nm이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛² 이상을 가진다.

Description

굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BENDABILITY AND HOLE EXPANDABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 주로 자동차 충돌 및 구조부재에 사용되는 인장강도 780MPa급 이상의 고강도 냉연강판에 관한 것으로써, 보다 상세하게는, 우수한 굽힘가공성과 구멍확장성을 확보하기 위해 항복비가 0.8이상이며, 굽힘가공성 지수인 R/t 값이 0.3 이하, 연신율 12%이상 그리고 구멍확장성을 평가하는 지수인 HER값이 70%이상인 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 자동차용 강판은 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있다. 특히, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확산되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(Member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다. 상기 구조부재는 인장강도 대비 항복강도가 높을수록 즉, 항복비(인장강도/항복강도)가 높을수록 충격에너지 흡수능에 유리한 특징을 가지고 있다. 그러나, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연신율이 감소하여 성형가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 그러나, 상기 방법 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어렵다는 단점이 있다.

한편, 석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄·질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄·질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 상기 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점을 가지고 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 됨으로써, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄·질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.

한편, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 혹은 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러가지가 개발되어 왔다. 그러나, 이러한 Advanced high strength steel에서 구현 가능한 인장강도는 (물론, 탄소량을 높여서 보다 강도를 높일 수 있으나, 점 용접성등의 실용적 측면을 고려할 때) 약 1200Mpa급 수준이 한계이다. 또한 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용은 고온에서 성형후 수냉하는 Die와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의하여 최종 강도를 확보하는 Hot Press Forming강이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다 및 열처리 및 공정비용이 높아서 적용확대가 크지 않다.

최근에는 충돌시 승객의 안정성을 보다 향상시키고자 차량의 seat부품의 고강도화와 경량화가 동시에 진행되고 있다. 이러한 부품은 롤포밍 뿐만 아니라 프레스성형의 두가지 방법으로 제조되고 있다. Seat 부품은 승객과 차체를 연결하는 부품으로서 충돌시 승객이 밖으로 튕겨져 나가지 못하도록 높은 응력으로 지지해주어야 한다. 이를 위해서는 높은 항복강도, 항복비가 필요하다. 또한 가공되는 부품의 대부분이 신장플랜지성을 요구하는 부품으로서 구멍확장성이 우수한 강재의 적용이 요구되고 있다.

항복강도를 높이기 위한 대표적인 제조방법으로는 연속소둔 시 수냉각을 이용하는 것이다. 즉, 소둔공정에서 균열후 water tank에 침적한후 템퍼링을 시킴으로써 미세조직이 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지는 강판을 제조한다. 그러나 이러한 벙법은 수냉각 시 폭방향, 길이방향 온도편차로 인하여 형상 품질이 열위하여 롤포밍 적용시 작업성 열화 및 위치별 재질 편차등을 나타내는 등 매우 심각한 단점이 존재하고 있다.

예컨대 특허문헌 1에는 탄소 0.18% 이상의 강재를 연속소둔 후 상온까지 수냉K고 이어, 120~300℃의 온도로 1~15분 동안 과시효처리를 하여 마르텐사이트 체적율이 80~97% 이상의 마르텐사이트 강재를 제공하는 기술이 제시되어 있다. 그런데 이와 같이 수냉 후 템퍼링방식에 의한 초고강도강을 제조할 경우 항복비는 매우 높으나, 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상품질이 열화하는 문제가 발생한다. 따라서 롤포밍 가공시 부위에 따른 재질불량, 작업성 저하등의 문제가 발생한다.

또한 특허문헌 2에는 템퍼링 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 제공할 뿐만 아니라 연속소둔 후 판형상도 우수한 냉연강판 제조기술을 제시하고 있는데, 탄소가 0.2%이상으로 높아서 용접성의 열위와 Si다량 함유에 기인한 로내 덴트 유발 가능성이 염려된다.

한편 특허문헌 3에서는 강판의 조성 및 열처리 조건을 적정화함으로써, 마르텐사이트 단상 조직으로 하고, 인장 강도가 880~1170 MPa의 고장력 냉연강판 제조기술을 제시하고 있다. 또한 특허문헌 4에는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트으로 이루어진 저온 변태상의 체적비율이 전체의 금속 조직중 90%이상을 차지하는 강판을 2상역에 가열유지함으로써, 저온 변태상의 래스를 포함한 미세한 페라이트와 오스테나이트의 조직으로 제어하고, 그 후의 냉각에 의해 최종적으로 페라이트와 저온 변태상이 래스상에 세세하게 분산한 금속 조직으로 하는 고장력 강판 제조 기술을 제시하고 있다. 그러나 이러한 특허들은 수냉을 처리없이 높은 항복강도를 얻을 수 있다고 주장하고 있으나, 연성이 매우 열화하거나 또는 강중에 오스테나이트의 다량 발생으로 신장플랜지성이 열화하는 단점들이 존재한다.

일본 공개특허 1990-418479호 일본 공개특허 2010-90432호 일본 특허공보 제 3729108호 일본 공개특허 2005-272954호

따라서 본 발명은 항복비가 0.8이상이며, 굽힘가공성 지수인 R/t 값이 0.3 이하, 연신율 12%이상과 동시에 구멍확장성을 평가하는 지수인 HER값이 70%이상인 우수한 굽힘가공성과 구멍확장성을 갖는 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.

한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

따라서 본 발명의 일측면은,

중량%로 C: 0.03~0.07%, Si: 0.3%이하(0은 제외), Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.01% 이하, Sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, B: 0.0010%~0.0050%, Ti: 0.03~0.08%, Nb:0.01~0.05%, N: 0.01% 이하, 나머지는 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고,

강 미세조직이, 면적%로, 90% 이하의 저온 변태조직과 10% 이상의 페라이트를 포함하고, 상기 저온 변태조직은 베이나이트: 50% 이상, 프레쉬 마르텐사이트(FM): 40% 이하, 잔여 소려 마르텐사이트(TM): 5% 이하를 포함하고,

상기 마르텐사이트는 평균입경이 2㎛이하이고 상기 베이나이트의 평균입경이 3㎛이하이며, 그리고 평균입경 3㎛ 이상인 베이나이트가 베이나이트 전체에 대하여 차지하는 면적분율이 5% 이하이고, 그리고

미세조직내 10nm이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛² 이상인 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.

상기 페라이트와 베이나이트의 상간 경도비가 1.3이하인 것이 바람직하다.

상기 냉연강판은 굽힘가공성 R/t 0.3이하, 70%이상의 HER성 연신율 12% 이상과 0.8이상의 항복비(YR )를 가질 수 있다.

또한 본 발명의 다른 일측면은,

상기 조성의 강슬라브를 재가열한 후, Ar3 ~ Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;

상기 마무리 열간압연된 열연강판을 500~750℃에서 권취한 후 산세하는 단계;

상기 산세된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계;

상기 냉간 압연된 강판을 800~830℃에서 연속소둔한 후, 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및

상기 1차 냉각된 강판을 Bs~Bs-150℃의 냉각 종료온도까지 냉각한 후, 100초 이내로 과시효하는 단계;를 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.

[관계식 1]

5 ≤ 0.08B - 0.15A ≤ 10

여기에서, A는 Ac3 - 소둔온도, B: Bs - 2차 냉각종료온도를 말한다.

상술한 바와 같은 구성의 본 발명에 따르면, 굽힘가공성 R/t 0.3이하, 70%이상의 HER성 연신율 12% 이상과 0.8이상의 항복비(YR)를 확보할 수 있으므로 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판을 효과적으로 제공할 수 있다.

도 1는 본 발명의 실시예에서 발명예 1의 강재의 미세조직를 나타내는 SEM 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예에서 발명예 1의 강재의 미세 석출물 분포를 보이는 TEM 사진이다.

이하, 본 발명을 설명한다.

R/t 0.3이하 및 HER 70%이상의 구멍확장성과 0.8이상의 항복비가 우수한 강재를 제조하기 위해서는 미세조직 및 석출물의 제어가 매우 중요하다. 굽힘가공성, 신장 플랜지성 및 항복비를 동시에 증가시키는 방법으로는 저온 단상조직을 확보하는 기술이 필요하다. 일반적으로 저온조직중 가장 높은 강도를 가지는 조직이 마르텐사이트이며 기 공지된 바와 같이 가장 용이하게 마르텐사이트를 제조하는 방법은 소둔시 오스테나이트가 충분히 형성될 수 있는 시간동안 유지한 후 수냉을 하고 템퍼링처리하는 것이다. 그러나 수냉방식은 재질편차, 형상불량등의 문제로 인한 생산성 열화의 문제가 있으므로, 본 발명자들은 합금원소 제어에 의한 마르텐사이트 확보를 도모하고자 하였다. 즉 Mn, Cr등의 경화능원소를 일정량이상 첨가함으로써 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트를 확보하는 기술이나, 이러한 방법은 높은 합금원소 첨가로 인한 용접성 열화등의 문제가 발생할 수 있다. 그러나 이러한 시도는 용접성 열화, 열연강도 증가 등의 문제를 추가로 야기하고 있으므로, 본 발명자들은 다양한 연구의 결과, 과도한 합금원소 첨가없이도 제조공정 조건을 최적화함으로써 마르텐사이트의 크기와 나노석출물을 제어할 경우 우수한 구멍확장성과 항복비를 만족하는 냉연강판의 제조가 가능함을 확인하고 본 발명을 제시하는 것이다.

이러한 본 발명의 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판은, 중량%로 C: 0.03~0.07%, Si: 0.3%이하(0은 제외), Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.01% 이하, Sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, B: 0.0010%~0.0050%, Ti: 0.03~0.08%, Nb:0.01~0.05%, N: 0.01% 이하, 나머지는 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고, 강 미세조직이, 면적%로, 90% 이하의 저온 변태조직과 10% 이상의 페라이트를 포함하고, 상기 저온 변태조직은 베이나이트: 50% 이상, 프레쉬 마르텐사이트(FM): 40% 이하, 잔여 소려 마르텐사이트(TM): 5% 이하를 포함하고, 상기 마르텐사이트는 평균입경이 2㎛이하이고 상기 베이나이트의 평균입경이 3㎛이하이며, 그리고 평균입경 3㎛ 이상인 베이나이트가 베이나이트 전체에 대하여 차지하는 면적분율이 5% 이하이고, 그리고 미세조직내 10nm이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛² 이상이다.

이하, 본 발명의 냉연강판의 강 조성성분 및 그 제한사유를 설명하다. 아래에서 기재된 "%"는 달리 정한 바가 없다면 "중량%"를 의미한다.

C: 0.03~0.07%

강중 탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 탄소는 고강도화를 도모하고 변태조직강에서 마르텐사이트/베이나이트의 형성을 촉진한다. 탄소함량이 증가하게 되면 강중 마르텐사이트량 및 베이나이트량이 증가하게 된다. 하지만 그 양이 0.07%를 초과하면 마르텐사이트의 강도는 높아지나 탄소농도가 낮은 페라이트와의 강도차이가 증가한다. 이러한 강도차이는 응력부가시 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하기 때문에 신장플랜지성이 저하한다. 또한 용접성이 열위하여 고객사 부품가공시 용접결함이 발생한다. 탄소함량이 0.03%이하로 낮아지면 본 발명에서 제시하는 마르텐사이트의 강도를 강도를 확보하기 매우 어렵기 때문에 그 양을 0.03~0.07%로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.3%이하(0은 제외)

강중 실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트 중 탄소 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성하며, 이에 의해 마르텐사이트의 강도상승에 방해를 준다. 또한 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐 만 아니라 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 가능한 첨가를 제한하는게 바람직하며, 본 발명에서는 그 첨가량을 0.3%이하로 제한함이 바람직하다.

Mn: 2.0~3.0%

강중 망간(Mn)은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이다. 또한 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하므로 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 만일 그 함량이 2.0% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있는 반면, 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높기 때문에 상기 Mn의 함량은 2.0~3.0%의 범위로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 2.3~2.9%의 범위로 제어하는 것이다.

P: 0.001~0.10%

강중 인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역활을 한다. 만일 그 함량이 0.001% 미만이면 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.001~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.01% 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: 0.01~0.1%

강 중 가용 알루미늄(Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 만일 그 함량이 0.01% 미만이면 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%로 제한함이 바람직하다.

N: 0.01% 이하

강중 질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분으로서, 0.01%를 초과하는 경우 AlN 형성등을 통한 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가되므로 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.3~1.2%

강 중 크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 저온 변태상인 마르텐사이트를 형성하는데 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 상기 Cr의 함량이 0.3% 미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어려우며 1.2%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과도한 열연강도 증가도 냉간압연성이 열화하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.3~1.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0010%~0.0050%

강 중 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 마르텐사이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가되었다. 하지만, 상기 B의 함량이 0.0010% 미만인 경우는 상기의 효과를 얻기가 어렵고 0.0050% 초과하면 합금철 과다에 따른 원가 열화가 발생하므로 그 함량을 0.0010% ~0.0050%로 제한함이 바람직하다.

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

강중 Ti 및 Nb은 강판의 강도 상승 및 나노석출물에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.03~0.08%로, Nb의 함량을 0.01~0.05%의 범위로 한정하였다. Ti와 Nb는 본 발명에서와 같이 다량으로 첨가하게 되면 탄소와 결합하여 매우 미세한 나노석출물을 형성하게 된다. 이러한 나노 석출물은 기지조직을 강화시켜 상간의 경도차이를 감소시키는 역할을 한다. 본 발명에서는 페라이트와 베이나이트의 상간 경도비를 1.3 이하로 제시하는데, 이를 위해서는 Ti, Nb 성분의 제어로 나노석출물을 기지조직에 형성시켜야 한다. Ti, Nb의 함량이 본 발명강에서 제시한 최소한을 만족하지 못하면 나노석출물의 분포밀도와 상간 경도비가 본 발명강에서 제시하는 값을 만족하지 못하게 되며, 또한 Ti, Nb의 함량이 본 발명강에서 제시한 최대값보다 초과하게 되면 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다.

본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

이하, 굽힘가공성과 구멍확장성등을 확보할 수 있는 본 발명의 냉연강판의 미세조직 및 석출물에 대해 상세히 설명한다.

본 발명의 냉연강판은, 강 미세조직이, 면적%로, 90% 이하의 저온 변태조직과 10% 이상의 페라이트를 포함하고, 상기 저온 변태조직은 베이나이트: 50% 이상, 프레쉬 마르텐사이트(FM): 40% 이하, 잔여 소려 마르텐사이트(TM): 5% 이하를 포함할 수 있다.

본 발명에서는 저온 변태조직의 분율을 90% 이하, 바람직하게는 60~90% 범위로 제어하여야 하며, 이때 저온 변태조직은 베이나이트: 50% 이상, 프레쉬 마르텐사이트(FM): 40% 이하, 잔여 소려 마르텐사이트(TM): 5% 이하를 포함할 수 있다. R/t, HER과 YR을 증가시키기 위해서는 가능한 저온 변태조직 분율이 높을수록 좋지만, 연신율까지 고려를 하면 90% 이하로 제어하는 것이 좋다.

한편 냉연강판의 강도를 증가시키기 위해서는 저온 변태조직의 결정입 크기를 가능한 작게하는 것이 바람직하다. 상기 마르텐사이트는 평균입경이 2㎛이하이고 상기 베이나이트의 평균입경이 3㎛이하이며, 그리고 평균입경 3㎛ 이상인 베이나이트가 베이나이트 전체에 대하여 차지하는 면적분율이 5% 이하로 제어한다. 만일 상기 조건을 만족하지 않으면, 본 발명에서 제시하는 굽힘가공성, 신장플랜지성및 항복비를 만족할 수 있는 냉연강판을 얻을 수 없다.

그리고 높은 항복강도를 가지기 위해서는 마르텐사이트의 확보가 필수적이지만, 마르텐사이트의 강도가 현저히 낮다면 목표로하는 항복비를 확보할 수 없다. 본 발명자의 연구에 의하면 0.8 이상의 항복비를 확보하기 위해서는 강중에 형성하는 마르텐사이트 상의 강도가 경도비로 310Hv 이상이 필요하였다. 한편 굽힘가공성과 신장 플랜지성 측면에서는 상간 강도비 제어가 매우 중요하므로 R/t 0.3 이하인 동시에 HER 70%이상을 확보하기 위해서는 미세조직내 연질상과 경질상의 경도비(즉, 페라이트와 베이나이트의 경도비)를 1.3 이내로 관리함이 바람직하다.

한편 본 발명과 같이 탄소 함량이 0.07%이하로 낮은 경우 용접성과 열연강도를 고려하여 합금원소를 첨가하게 되면 생성되는 마르텐사이트의 강도 증가에 한계가 발생한다. 즉, 마르텐사이트내에 충분한 탄소가 포함되지 못하면 강도증가에 한계가 있으며, 이로 인해 항복비가 충분히 증가하지 못하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 이를 해결하기 위하여, 본 발명에서는 미세석출물을 이용하여 조직의 강도를 향상시켰다.

즉, 본 발명자들의 연구에 의하면, 강 미세조직의 강도향상을 위해서는 석출물의 크기를 가능한 작게하는 것이 바람직하며, 특히, 미세조직내 10nm이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛² 이상이 되도록 관리함이 바람직함을 확인하였다. 이에 의해, 본 발명에서 제시하는 0.8이상의 우수한 항복비를 보다 효과적으로 확보할 수 있다. 또한 강 중 미세석출물에 의해 기지조직의 강도가 증가하여 전술한 상간 경도비가 1.3 이하로서 R/t 0.3 이하와 70%이상의 HER값을 가지는 굽힘가공성, 신장 플랜지성 및 항복강도가 우수한 고강도 강판을 효과적으로 제조할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조하는 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 냉연강판 제조방법은, 상기 조성성분의 강슬라브를 재가열한 후, Ar3 ~ Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 마무리 열간압연된 열연강판을 500~750℃에서 권취한 후 산세하는 단계; 상기 산세된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 상기 냉간 압연된 강판을 800~830℃ 연속소둔한 후, 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 강판을 Bs~Bs-150℃의 냉각 종료온도까지 냉각한 후, 100초 이내로 과시효하는 단계;를 포함하며, 이때, 하기 관계식 1을 만족한다.

먼저, 본 발명에서는 상술한 바와 같은 조성성분의 슬라브를 재가열후, 열간압연을 실시한다.

열간압연에서의 마무리압연은 출구측 온도가 Ar3~ Ar3+50℃의 사이가 되도록 압연하는 것이 바람직하다. 즉, Ar3 미만에서는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고 또한 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화된다. 그러나 Ar3+50℃를 초과하게 되면 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다.

이어, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연된 열연강판을 500~750℃에서 권취한후, 산세 처리된다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우, 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하게 되면 표면 스케일의 증가로 산세성이 열화하므로, 상기 권취온도는 600~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.

그리고 본 발명에서는 상기 산세된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연한다. 만일 냉간압하율이 40% 미만이면 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정도 매우 어렵다. 반면 압하율이 70%를 초과하면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다.

이어, 본 발명에서는 상기 냉간 압연된 강판을 800~830℃에서 연속소둔한 후, 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각한다.

상기 냉간압연된 냉연강판을 연속소둔 시, 만일 소둔온도가 낮을 경우 페라이트가 다량으로 생성되어 YS가 낮아지기 때문에 항복비 0.8이상의 항복비를 확보할 수 없으며, 특히 다량의 페라이트 생성으로 변태상과의 상간 경도차이가 증가하여, 본 발명에서 제시하는 경도차 1.3이하의 조건을 만족할 수 없다. 반면에 소둔온도가 지나치게 높을 경우, 고온소둔에 따른 오스트나이트 결정립크기 증가로 냉각시 생산되는 마르텐사이트 packet사이즈가 증가하여 본 발명에서 제시하는 마르텐사이트 평균 입경이 2㎛ 이하, 그리고 베이나이트의 평균입경이 3㎛ 이하를 얻을 수 없다. 따라서 본 발명에서는 연속소둔온도를 800~830℃로 제어함이 바람직하다.

그리고 상기 연속소둔된 강판을 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각 단계는 페라이트 변태를 억제하여 대부분의 오스테나이트를 베이나이트와 마르텐사이트로 변태시키기 위함이다. 만일 1차 냉각종료온도가 650℃ 미만이면 과도한 페리이트가 생성되어 상간 경도비가 커지는 문제가 생길 수 있다.

후속하여, 본 발명에서, 상기 1차 냉각된 강판을 Bs~Bs-150℃의 냉각 종료온도까지 냉각한 후, 100초 이내로 과시효 처리한다.

본 발명에서 2차 냉각을 하는 목적은 저온변태상을 생성하기 위함이고, 만일 2차 냉각종료온도가 Bs를 초과하면 베이나이트 생성이 안되어 미변태상들이 최종 냉각시 마르텐사이트로 변태되어 상간경도차가 커져서 HER 확보가 어려울 수 있으며, 반면 Bs-150℃ 미만이면 베이나이트 보다는 마르텐사이트 변태가 많아져서 상간경도차가 커져서 구멍확장능이 열위해져지는 문제가 있다.

그리고 상기 과시효처리하는 목적은 템퍼링 효과를 위해서이다.

한편, 본 발명자들은 굽힘특성이 최소 R/t가 0.3이하 및 구멍확장성(HER, Hole Expansion Ratio)가 최소 70%이상 이면서 연신율 12% 이상을 갖는 강판을 제조하기 위하여 수많은 실험을 통해 확인한 결과, 전술한 소둔온도과 2차 냉각종료온도의 제어가 매우 중요하며, 특히, 이러한 인자들이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 중요함을 발견하였다.

[관계식 1]

5 ≤ 0.08B - 0.15A ≤ 10

여기에서, A는 Ac3 - 소둔온도, B: Bs - 2차 냉각종료온도를 말한다.

만일 상기 관계식 1에 의해 정의되는 값이 5 미만이면, 베이나이트 생성량이 적어 최종 냉각시 마르텐사이트 생성량이 많아 상간경도차가 증가하여 HER이 열위해지고, 10을 초과하면 2차 냉각 중에 마르텐사이트가 많이 생성이 되는 문제가 있다.

이상과 같이 열처리된 강판에 0.1~1.0% 범위에서 스킨패스 압연을 추가적으로 실시할 수도 있다. 통상 변태조직강을 스킨패스압연하는 경우 인장강도의 증가는 거의 없이 적어도 50Mpa이상의 항복강도 상승이 일어난다. 연신율이 0.1% 미만이면 본 발명과 같은 초고강도강에서 형상의 제어가 매우 어려우며, 1.0% 이상으로 작업하게 되면 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해지므로 그 값을 0.1~1.0%로 한정함이 바람직하다.

이하, 실시예에를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

(실시예)

하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 진공용해하고, 가열로에서 재가열온도 1200℃온도에서 1시간 가열하고 열간압연을 실시한 후, 권취하였다. 열간압연 작업 시 온도조건은 하기 표 2와 같이 Ar3이상인 880~920℃ 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며, 권취온도는 650~680℃로 제어하였다. 이어, 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 45%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 냉간압연된 강판은 하기 표2의 소둔조건으로 연속소둔하고, 650~700℃까지 1~10℃/초의냉각속도로 1차 냉각하였다. 이후, 1차 냉각된 강판을 하기 표 2의 조건으로 2차 냉각(RCS)을 실시하였으며, 최종적으로 스킨패스 압연율은 0.2%로 고정하였다. 이떼, 본 실험에서 해당 실험 강재들에 대하여 관계식 1에 의해 정의되는 값을 산정하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

상기와 같이 제조된 강재들의 저온 변태상 분율, M상 평균입경, B상 평균 입경 그리고 페라이트상과 베이아니트상의 상간 경도비를 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이러하 미세조직의 상 분율은 SEM으로 관찰후 image analyzer(화상해석) 설비를 이용하여 측정하였으며, 각 상의 평균 입경은 image analyzer(화상해석) 방법으로 측정하였다. 아울러, 변태조직의 경도는 나노인덴터(Nano-Indenter, NT110)기기를 이용하여 2g의 하중으로 100point를 정방형으로 측정하여 최대, 최소값을 제외한 값들을 활용하였다.

또한, 강중 10nm이하의 나노석출물의 분표밀도를 조사하였다. 즉, 나노석출물의 크기 및 분포밀도는 FE-TEM으로 측정된 석출물 조직사진을 image analyzer(화상해석) 설비를 이용하여 평가하였다

또한 상기 제조된 강재들에 대한 TS, YS, T-El, R/t, HER, YR값을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 상기 TS, YS, T-El은 JIS 5호 인장시험편을 제작하여ISO 6892 방법으로 측정되었으며, R/t는 ISO 7438 방법으로, HER은 ISO_16630 방법으로 측정되었다.

구분	강 조성성분(중량%)											Ac3	Bs
	C	Mn	Si	P	S	Al	Cr	Ti	Nb	B	N
발명강1	0.053	2.45	0.139	0.011	0.0033	0.022	0.85	0.044	0.031	0.002	0.004	869	536
발명강2	0.045	2.42	0.133	0.011	0.0036	0.024	0.92	0.045	0.031	0.002	0.005	873	536
발명강3	0.042	2.51	0.097	0.011	0.0034	0.026	0.89	0.047	0.031	0.0021	0.004	873	530
발명강4	0.062	2.62	0.131	0.011	0.0032	0.023	0.78	0.043	0.031	0.0021	0.005	865	523
발명강5	0.054	2.54	0.108	0.011	0.0023	0.031	0.89	0.049	0.032	0.0022	0.003	868	525
비교강1	0.076	2.65	0.107	0.01	0.002	0.033	0.5	0.05	0.031	0.0023	0.003	859	536
비교강2	0.13	2.4	0.102	0.01	0.002	0.035	0.67	0.049	0.03	0.0025	0.003	841	532
비교강3	0.095	3.2	0.099	0.011	0.003	0.037	0.65	0.051	0.039	0.0035	0.003	852	471
비교강4	0.12	1.5	0.101	0.01	0.004	0.033	0.72	0.04	0.02	0.0029	0.003	844	612
비교강5	0.13	2.4	0.12	0.012	0.004	0.033	0.75	0.042	0.036	0.0029	0.003	842	526
비교강6	0.042	1.2	0.112	0.01	0.003	0.035	0.2	0.04	0.02	0.002	0.004	873	697
비교강7	0.052	1.8	0.112	0.01	0.003	0.035	0.12	0.043	0.031	0.002	0.004	869	646
비교강8	0.16	2.1	0.1	0.01	0.003	0.03	0.21	0.049	0.032	0.0024	0.004	833	583
비교강9	0.052	2.5	1.1	0.01	0.003	0.03	0.23	0.05	0.031	0.0024	0.004	913	575
비교강10	0.052	1.8	0.112	0.01	0.003	0.035	0.82	0.015	0	0.002	0.004	869	597

*Ac3= 910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W

Bs = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (by Bhadeshia)

구분	제조공정 조건				관계식 1	비고
	FDT(℃)	CT(℃)	SS(℃)	RCS(℃)
발명강1	880	600	820	340	8.2	발명예1
발명강1	880	600	820	350	7.4	발명예2
발명강2	890	600	820	420	1.3	비교예1
발명강2	880	600	820	330	8.5	발명예3
발명강3	880	600	820	350	6.5	발명예4
발명강3	880	600	820	300	10.5	비교예2
발명강4	880	600	820	350	7.0	발명예5
발명강4	880	600	820	300	11.0	비교예3
발명강5	880	600	820	420	1.2	비교예4
발명강5	880	600	790	330	3.9	비교예5
발명강5	880	600	840	320	12.2	비교예6
발명강5	880	600	820	300	10.8	비교예7
발명강5	880	600	820	330	8.4	발명예6
비교강1	880	600	840	350	12.1	비교예8
비교강2	880	600	820	350	11.4	비교예9
비교강3	880	600	820	350	4.9	비교예10
비교강4	880	600	820	350	17.3	비교예11
비교강5	880	600	820	350	10.8	비교예12
비교강6	880	600	820	350	19.7	비교예13
비교강7	880	600	820	350	16.3	비교예14
비교강8	880	600	820	350	16.7	비교예15
비교강9	920	600	820	350	4.1	비교예16
비교강10	880	600	820	350	12.4	비교예17

*표 2에서 FDT는 열간 마무리 압연온도, CT는 권취온도, SS는 연속소둔온도, 그리고 RCS는 2차 냉각종료온도를 의미함.

구분	미세조직			상간 경도비	나노석출물 밀도 (㎛2)	기계적 특성						비고
	저온 변태조직 분율 (%)	M 평균 입경 (㎛)	B 평균 입경(㎛)			YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	R/t	HER (%)	YR
발명강1	89	1.4	2.5	1.2	167	695	845	12.9	0	78	0.82	발명예1
발명강1	87	1.3	2.3	1.3	182	682	852	13.1	0.3	74	0.80	발명예2
발명강2	71	2.2	3.4	2.1	179	582	856	14.1	0.8	47	0.68	비교예1
발명강2	89	1.6	2.6	1.3	181	689	852	12.4	0.3	76	0.81	발명예3
발명강3	88	1.1	2.7	1.2	162	712	856	13.1	0.3	71	0.83	발명예4
발명강3	93	1	2.5	1.3	162	742	842	11.2	0.3	74	0.88	비교예2
발명강4	86	1.4	2.8	1.2	158	679	851	12.9	0.3	70	0.80	발명예5
발명강4	95	1.3	2.8	1.2	158	682	841	10.9	0.3	73	0.81	비교예3
발명강5	72	1.5	3.7	2.4	162	612	845	13.1	1.2	47	0.72	비교예4
발명강5	59	1.9	3.8	3.2	161	591	872	15.3	1.2	41	0.68	비교예5
발명강5	89	2.8	4.1	1.4	168	652	842	13.5	0.5	48	0.77	비교예6
발명강5	94	1.5	2.6	1.2	158	723	771	10.9	0.2	70	0.94	비교예7
발명강5	87	1.5	2.6	1.3	158	654	818	12.8	0.3	74	0.80	발명예6
비교강1	89	1.4	2.5	1.4	159	642	834	11.3	1.2	45	0.77	비교예8
비교강2	92	1.5	2.3	1.5	161	652	920	11.2	0.6	56	0.71	비교예9
비교강3	93	1.6	2.5	1.5	159	642	910	10.6	0.6	43	0.71	비교예10
비교강4	97	1.2	2.4	1.9	160	645	924	10.9	1.2	41	0.70	비교예11
비교강5	100	1.3	2.3	2	159	623	912	12.1	1.8	49	0.68	비교예12
비교강6	74	1.5	2.8	2.1	153	621	823	14.5	1.6	42	0.75	비교예13
비교강7	71	1.7	2.8	2.5	158	534	781	15.6	1.6	38	0.68	비교예14
비교강8	82	2.7	3.3	3.2	159	634	820	13.6	0.6	47	0.77	비교예15
비교강9	65	1.8	2.6	2	158	545	812	14.3	1.2	38	0.67	비교예16
비교강10	82	1.8	2.8	2.5	82	512	762	15.8	1.2	41	0.67	비교예17

*표 3에서 M은 마르텐사이트, B는 베이나이트, 그리고 상간 경도 비는 페라이트와 베이나트와의 상간 경도비를 말함.

상기 표 1-3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위와 제조조건을 만족하는 발명예 16의 경우, 저온 변태상분율이 최소 85%이상 90% 이하, 마르텐사이트 평균입경이 1.8㎛이하이고, 베이나이트 평균입경은 2.8㎛이내로 아주 우수하였다. 페라이트와 베이나이트간의 경도비에서도 최대 1.3이하를 만족하였다. 한편 10nm이하의 나노석출물은 본 발명에서 제시한 바와 같이 150개/㎛² 이상을 만족하였다.

이와 같이 본 발명에서 제시한 특성을 만족하는 발명예 1-6에 해당하는 강재들은 항복비가 0.8~0.87의 범위에서 분포하고 있으며, R/t 0~0.3, HER값 또한 72%~89%로서 우수한 항복비와 신장 플랜지성을 나타내고 있음을 알 수 있다.

도 1는 본 발명의 실시예에서 발명예 1의 강의 미세조직를 나타내는 SEM 사진며, 도 2는 본 발명의 실시예에서 발명예 1의 강재의 미세 석출물 분포를 보이는 TEM 사진이다. 도 1에 나타난 바와같이, 마르텐사이트 평균입경이 2㎛이하이며, 베이나이트의 평균입경도 3㎛이하로 존재하고 있음을 확인할 수 있다. 또한 도 2의 강 중 석출물을 나타낸 결과에서도 TiC, NbC와 같은 10nm이하의 매우 미세한 나노 석출물들이 다량 분포하고 있었으며, 이로 인해 미세조직의 경도값이 높고 상간 경도편차가 낮아 0.8이상의 항복강도와 R/t 0.3 이하, 연신율 12%이상, 70%이상의 HER값을 가지는 고강도강판을 제조할 수 있었다.

이에 반하여, 강 조성성분 내지 강 제조공정이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 1-17의 경우 본 발명에서 요구하는 재질특성을 만족하지 못하였다.

구체적으로, 비교예 2, 비교예 3 및 비교예 7은 강 조성성분은 본 발명의 범위를 만족하지만 2차 냉각조건인 RCS온도가 300℃로서 관계식 1을 만족하지 못하였으며, 이에 따라 고온 과시효에 의해 소둔 시 생성된 오스테나이트가 90%이상으로 베이나이트 및 마르텐사이트로 변태되어 강도 및 연신율 굽힘성은 만족하지만, 연신율 열화를 초래하였다.

비교예 1과 비교예 4는 강 조성성분은 본 발명의 범위를 만족하지만 2차 냉각조건인 RCS온도가 420℃로서 관계식 1을 만족하지 못하였으며, 이에 따라 고온 과시효에 의해 소둔 시 생성된 오스테나이트가 베이나이트 변태보다는 마르텐사이트로 변태되고, 고온에서 생선되는 베이나이트는 조직이 조대해져서 강도 및 연신율은 만족하지만, 굽힘성 및 HER 열화를 초래하였다.

비교예 5은 소둔온도가 매우 낮아 이상역에서 소둔되었으며, 본 발명에서 제시하는 관계식 1을 만족하지 못하여 이로 인해 변태조직 분율은 59%로서 본 발명강의 목표에 미달하였다. 이러한 페라이트의 생성은 미세조직의 경도값 하락, 상간경도비 저하를 유발시켜 항복비가 낮고 HER값이 열화한 결과를 초래하였다.

비교예 6은 소둔온도가 840℃로 매우 높고 관계식 1을 만족하지 못하여 고온소둔에 따른 오스트나이트 결정립크기 증가로 냉각시 생산되는 마르텐사이트 packet사이즈가 증가하였으며, 이에 따라 본 발명에서 제시하는 평균입경이 2㎛이하인 마르텐사이트와 평균입경 3㎛ 이하의 베이나이트를 얻기가 어려워 항복비와 HER값이 열화하였다.

비교예 8-12는 탄소함량이 본 발명에서 제시하는 탄소의 성분범위를 초과하였다. 이러한 탄소의 증가는 소둔후 급냉공정에서 생성되는 베이나이트 및 마르텐사이트의 강도를 증가시키는 역할을 하게 된다. 그러나 급냉후 과시효처리시 모든 마르텐사이트가 템퍼링되지 못하고 래쓰형으로 잔존하고 있다. 이때 발생하는 템퍼드 마르텐사이트의 경우는 탄소의 석출로 인해 강도가 감소하게 되지만 템퍼링되지 못한 래쓰형 마르텐사이트는 매우 안정적인 마르텐사이트로서 첨가된 탄소로 인해 매우 높은 강도를 가지게 된다. 따라서 탄소함량이 본 발명에서 제시한 성분을 초과하게 되면 래쓰 마르텐사이트와 과시효처리에서 생성된 템퍼드 마르텐사이트간의 강도차이 증가로 인해 HER값과 항복비가 본 발명강에서 제시하는 기준을 만족하지 못하게 된다.

비교예 13-15는 탄소함량 또는 Mn, Cr함량이 본 발명의 조건을 만족하지 못하였다. 즉 비교예 13-14는 낮은 Mn 또는 Cr함량으로 인해 충분한 마르텐사이트의 변태가 발생하지 않았으며, 비교강 15는 탄소함량은 높지만 Cr함량이 낮아 상간 경도비가 높고 조대한 마르텐사이트의 생성에 의해 항복비와 HER값이 열화하였다.

비교예 16은 Si함량이 매우 높았다. 일반적으로 Si는 페라이트 형성원소로서 첨가량이할 증가하게 되면 냉각시 페라이트 생성을 촉진하게 된다. 비교예 16은 높은 Si첨가로 인해 생성되는 변태조직량이 65%로서 본 발명에서 제시하는 기준을 만족하지 못하였으며, 미세조직내 경도값 하락, 상간 경도비 증가등으로 항복비가 낮고 HER값이 열화하였다.

비교예 17은 Ti, Nb가 본 발명의 조건을 만족하지 못한 경우이다. 앞서 언급한 바와 같이 Ti, Nb는 탄소와 결합하여 나노 석출물을 형성시키고, 이러한 나노 석출물은 기지조직을 강화시켜 상간의 경도차이를 감소시키는 역할을 한다. 그러나 비교예 17은 Ti, Nb가 매우 적어 충분힌 석출물을 형성하지 못하게 되고, 이로 인해 나노석출물 분포, 상간 경도비 증가등으로 항복비와 HER값이 열화하였다.

이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (5)

1. 중량%로 C: 0.03~0.07%, Si: 0.3%이하(0은 제외), Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.01% 이하, Sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, B: 0.0010%~0.0050%, Ti: 0.03~0.08%, Nb:0.01~0.05%, N: 0.01% 이하, 나머지는 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고,
   강 미세조직이, 면적%로, 90% 이하의 저온 변태조직과 10% 이상의 페라이트를 포함하고, 상기 저온 변태조직은 베이나이트: 50% 이상, 프레쉬 마르텐사이트(FM): 40% 이하, 잔여 소려 마르텐사이트(TM): 5% 이하를 포함하고,
   상기 마르텐사이트는 평균입경이 2㎛이하이고 상기 베이나이트의 평균입경이 3㎛이하이며, 그리고 평균입경 3㎛ 이상인 베이나이트가 베이나이트 전체에 대하여 차지하는 면적분율이 5% 이하이고, 그리고
   미세조직내 10nm이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛² 이상인 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
   
2. 제 1항에 있어서, 상기 페라이트와 베이나이트의 상간 경도비가 1.3이하인 것을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
   
3. 제 1항에 있어서, 상기 냉연강판은 굽힘가공성 R/t 0.3이하, 70%이상의 HER성 연신율 12% 이상과 0.8이상의 항복비(YR )를 가지는 것을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판.
   
4. 중량%로 C: 0.03~0.07%, Si: 0.3%이하(0은 제외), Mn: 2.0~3.0%, P: 0.001~0.10%, S: 0.01% 이하, Sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.3~1.2%, B: 0.0010%~0.0050%, Ti: 0.03~0.08%, Nb:0.01~0.05%, N: 0.01% 이하, 나머지는 Fe 및 기타의 불순물을 포함하는 강슬라브를 재가열한 후, Ar3 ~ Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
   상기 마무리 열간압연된 열연강판을 500~750℃에서 권취한 후 산세하는 단계;
   상기 산세된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
   상기 냉간 압연된 강판을 800~830℃에서 연속소둔한 후, 650~700℃까지 1~10℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
   상기 1차 냉각된 강판을 Bs~Bs-150℃의 냉각 종료온도까지 냉각한 후, 100초 이내로 과시효하는 단계;를 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
   상기 과시효된 강판의 미세조직이, 면적%로, 90% 이하의 저온 변태조직과 10% 이상의 페라이트를 포함하고, 상기 저온 변태조직은 베이나이트: 50% 이상, 프레쉬 마르텐사이트(FM): 40% 이하, 잔여 소려 마르텐사이트(TM): 5% 이하를 포함하고,
   상기 마르텐사이트는 평균입경이 2㎛이하이고 상기 베이나이트의 평균입경이 3㎛이하이며, 그리고 평균입경 3㎛ 이상인 베이나이트가 베이나이트 전체에 대하여 차지하는 면적분율이 5% 이하이고, 그리고
   미세조직내 10nm이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛² 이상인 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
   [관계식 1]
   5 ≤ 0.08B - 0.15A ≤ 10
   여기에서, A는 Ac3 - 소둔온도, B: Bs - 2차 냉각종료온도를 말한다.
   
5. 제 4항에 있어서, 상기 과시효된 강판에 0.1~1.0% 범위에서 스킨패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
   

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