KR102461164B1 - 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 멤버(member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등과 같은 자동차용 구조 부재로 사용될 수 있는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT YIELD STRENGTH AND BANDING PROPERTY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 구체적으로는 멤버(member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등과 같은 자동차용 구조 부재로 사용될 수 있는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 승객 및 보행자의 안전규제 강화로 인해 안전장치 구축이 의무화됨에 따라 자동차의 연비향상을 위한 경량화와 반대되는 상황으로 차체의 무게가 증가되는 문제가 있다. 소비자들은 친환경적이며 연비의 효율이 높은 하이브리드(Hybrid)나 전기자동차에 대한 관심이 증대되고 있는데, 이러한 친환경적이며 안전한 차를 생산하기 위해서는 차체 구조의 경량화 및 차체 소재의 안정성 확보가 이루어져야 한다. 그러나, 하이브리드 자동차는 기존의 가솔린 엔진과 뿐만 아니라 전기 엔진, 전기 배터리, 그리고 2차 연료보관탱크 등의 여러 장치가 추가되고 있다. 또한, 운전자의 편의시설 등이 지속적으로 추가되면서 차체의 중량은 증가되고 있다. 이에 따라, 차체의 경량화를 실현하기 위해서는 얇으면서도 강도, 연성 및 굽힘특성 등이 우수한 소재 개발이 필수적이다. 따라서, 이러한 문제를 해결하기 위해서는 인장강도 980MPa 이상의 고강도 및 고연성 등을 확보할 수 있는 기가급 강판의 개발이 필요하다.
한편, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확대되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도강이 채용되고 있다. 구조 부재는 인장강도 대비 항복강도, 즉, 항복비(항복강도/인장강도)가 높을수록 충격에너지 흡수에 유리한 특징을 가지고 있다. 그러나 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연신율이 감소하여 성형가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로, 고항복비, 성형성 및 부품 가공시 주요 물성인 굽힘특성이 동시에 향상된 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
항복강도를 높이기 위한 대표적인 제조방법으로는 연속소둔 시 수냉각을 이용하는 것이다. 즉, 소둔공정에서 균열시킨 후, 물에 침적하고, 템퍼링을 시킴으로써 미세조직을 마르텐사이트에서 템퍼드 마르텐사이트로 변태시킨 강판을 제조할 수 있다. 이러한 방법의 대표적인 종래기술로는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 탄소 0.18~0.3%의 강재를 연속소둔 후 상온까지 수냉하고, 이어, 120~300℃의 온도로 1~15분간의 과시효 처리를 실시하여, 마르텐사이트 체적율이 80~97%이고, 잔부가 페라이트인 강재를 제조하는 것에 관한 기술이다. 이와 같이 수냉후 템퍼링 방식에 의해 초고강도강을 제조할 경우 항복비는 매우 높으나 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상품질이 열화하는 문제가 발생한다. 따라서, 롤포밍 가공시 부위에 따른 재질불량, 작업성 저하 등의 문제가 발생한다.
상기 고장력 강판의 가공성을 향상시킨 종래기술로는 특허문헌 2가 있다. 특허문헌 2는 템퍼드 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 이루어진 강판에 관한 것으로서, 가공성을 향상시키기 위해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 Cu 입자를 분산시키는 것을 특징으로 하고 있다. 그러나, 특허문헌 1은 양호한 미세 Cu 입자를 석출시키기 위하여 Cu 함량을 2~5%로 과다하게 첨가함으로써 Cu에 기인한 적열 취성이 발생할 수 있으며, 또한 제조비용이 과다하게 상승하는 문제점이 있다.
한편, 특허문헌 3은 페라이트(ferrite)를 기지조직으로 하여, 퍼얼라이트(pearlite) 2~10면적%를 포함하는 미세조직을 가지며, 주로 Ti 등과 같은 탄·질화물 형성원소의 첨가를 통한 석출 강화 및 결정립 미세화에 의해 강도를 향상시킨 강판을 제시하고 있다. 특허문헌 3은 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 기존의 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.
따라서 상술한 문제점을 해결하여, 높은 항복강도 및 굽힘특성을 나타내면서도 냉간 성형이 가능한 초고강도를 갖는 강재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
일본 등록특허공보 제2528387호 일본 공개특허공보 특개2005-264176호 한국 공개특허공보 제2015-0073844호
본 발명의 일측면은 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.03~0.12%, Si: 0.03~0.30%, Mn: 2.1~2.9%, Al: 0.005~0.07%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.08%, B: 0.0005~0.005%, Cr: 0.7~1.4%, Mo: 0.005~0.10%, N: 0.008%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하며, 미세조직은 면적%로, 프레쉬 마르텐사이트: 4~19%, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트의 합: 78~95% 및 잔류 오스테나이트: 0.2~2.0%를 포함하고, 상기 미세조직의 평균 결정립 사이즈는 0.5~6㎛인 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판을 제공한다.
[관계식 1] 0.18 ≤ C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 0.30
[관계식 2] 180 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 270
[관계식 3] 700 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb/C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 1200
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.03~0.12%, Si: 0.03~0.30%, Mn: 2.1~2.9%, Al: 0.005~0.07%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.08%, B: 0.0005~0.005%, Cr: 0.7~1.4%, Mo: 0.005~0.10%, N: 0.008%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+50℃~Ar3+150℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 Ms+50℃~Ms+300℃까지 냉각한 후 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ar3+10℃~Ar3+70℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔된 냉연강판을 50~200초 동안 균열처리하는 단계; 상기 균열처리된 냉연강판을 620~700℃까지 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 360~420℃까지 5~50℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각된 냉연강판을 250~650초 동안 과시효처리 후, 320~400℃에서 종료하는 단계;를 포함하고, 상기 2차 냉각 및 과시효처리시, 하기 관계식 4 내지 6을 만족하는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 0.18 ≤ C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 0.30
[관계식 2] 180 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 270
[관계식 3] 700 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb/C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 1200
[관계식 4] 10 ≤ A ≤ 70
[관계식 5] 30 ≤ B ≤ 100
[관계식 6] 2.5 ≤ 과시효처리 시간/B ≤ 14
(단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%를 의미하고, 상기 관계식 4 내지 6에서 A는 Ms-2차 냉각종료온도(℃)이고, B는 Ms-과시효처리 종료온도(℃)임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 6을 SEM으로 관찰한 미세조직 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.03~0.12%
탄소(C)는 고용강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 또한, 탄소는 석출원소와 결합하여 미세 탄화물을 생성함으로써 강도 향상에 기여한다. 상기 C의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 원하는 강도를 확보하기 매우 어렵다. 반면, 상기 C의 함량이 0.12%를 초과하면 경화능의 증가로 인해 냉각중 마르텐사이트가 과도하게 형성됨에 따라 강도가 급격히 증가하여 굽힘특성이 열위할 수 있으며, 이로 인해, 본 발명이 얻고자 하는 HER, R/t 및 3점 굽힘 최대각도를 얻기 어려울 수 있다. 또한, 용접성이 열위해져 고객사에서 부품 가공시 용접결함이 발생할 가능성이 높아진다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.03~0.12%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.10%인 것이 보다 바람직하고, 0.09%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 0.03~0.30%
규소(Si)은 강의 5대 원소로서 소량이 제조공정 중에 자연스럽게 첨가된다. 상기 Si는 강도 증가에 기여하고, 탄화물 생성을 억제하여 소둔 균열처리 및 냉각중에 탄소가 탄화물로 생성되지 않도록 한다. 또한, 이 탄소가 분배되어 잔류 오스테나이트에 집적함으로써 상온에서 오스테나이트상이 잔류하도록 하여 연신율 확보에 유리하도록 한다. 상기 Si의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 상기 Si의 함량이 0.30%를 초과하는 경우에는 고용강화 효과가 커져 연신율이 감소될 수 있고, 표면 스케일결함을 유발하여 도금 표면품질이 저하되며, 화성 처리성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.03~0.30%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하고, 0.20%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 2.1~2.9%
망간(Mn)은 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 고용강화시키는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 2.1% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있다. 반면, 상기 Mn의 함량이 2.9%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높고, 동시에 경화능을 증가시켜 마르텐사이트를 과도하게 형성시킬 수 있어 연신율의 감소를 가져올 수 있다. 또한, 미세조직 내 Mn-Band(Mn 산화물의 띠)가 형성되어 가공크랙 및 판파단 발생 위험이 높아지는 문제가 있으며, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 2.1~2.9%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 2.2%인 것이 보다 바람직하고, 2.3%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 2.8%인 것이 보다 바람직하고, 2.7%인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.005~0.07%
알루미늄(Al)은 제강시의 탈산을 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 탈산 효과를 충분히 얻기 곤란하며, 0.07%를 초과하는 경우에는 용강 중의 산소(O)와 반응하여 고융점의 산화물(개재물)이 형성되어 노즐막힘이 발생할 수 있고, 또한, 이와 같이 형성되는 개재물의 형상이 날카로워 굽힘특성이 열위해질 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.005~0.07%인 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.010%인 것이 보다 바람직하고, 0.020%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.06%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다.
Nb: 0.01~0.08%
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. 상기 Nb의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면,상기 Nb의 함량이 0.08%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 고용 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.01~0.08%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.02%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하다.
Ti: 0.005~0.08%
티타늄(Ti)은 미세 탄화물 형성원소로써 항복강도 및 인장강도의 확보에 기여한다. 또한, Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N를 TiN으로 석출시켜 AlN 석출을 억제하는 효과가 있어 연속주조시 크랙이 발생할 위험을 저감시키는 장점이 있다. 상기 Ti의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 곤란할 수 있다. 반면, 상기 Ti의 함량이 0.08%를 초과하면 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 고용 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 연주시 노즐 막힘을 야기할 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.08%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.01%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하다.
B: 0.0005~0.005%
보론(B)은 강재의 경화능을 확보하는데 크게 기여하는 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0005% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하면 입계에 보론 탄화물을 형성시켜 페라이트의 핵생성 장소를 제공하므로 오히려 경화능을 악화시킬 우려가 있다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0005~0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0010%인 것이 보다 바람직하고, 0.0015%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.0045%인 것이 보다 바람직하고, 0.004%인 것이 보다 더 바람직하다.
Cr: 0.7~1.4%
크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 Cr의 함량이 0.7% 미만인 경우에는 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면, 상기 Cr의 함량이 1.4%를 초과하는 경우에는 강판의 연성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.7~1.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.8%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 1.3%인 것이 보다 바람직하고, 1.2%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mo: 0.005~0.10%
몰리브덴(Mo)은 탄화물을 형성하는 원소로서, Ti, Nb, V 등의 탄·질화물 형성원소와 복합첨가 시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복강도 및 인장강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 상기 Mo는 강의 경화능을 향상시켜 마르텐사이트를 결정입계(Grain boundary)에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능하게 하는 장점이 있다. 상술한 효과를 위해서는, 상기 Mo가 0.0005% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 고가의 원소이므로 그 함량이 높아질수록 제조상 불리해지는 단점이 있으므로, 그 함량을 적절히 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Mo의 함량이 0.10%를 초과하게 되면 제조원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어질 뿐만 아니라, 지나친 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과로 인해 오히려 강의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.005~0.10%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.01%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하다.
N: 0.008%이하(0%는 제외)
상기 질소(N)는 제조공정상 불가피하게 함유되는 원소이기는 하나, 탄·질화물의 형성을 통해 강재의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 다만, 상기 N의 함량이 0.008%를 초과하는 경우에는 취성이 발생할 위험성이 크게 증가될 뿐만 아니라, TiN을 형성하고 남은 여분의 N이 경화능에 기여하여야 할 B를 BN의 형태로 소모시킬 수 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.008% 이하인 것이 바람직하다. 상기 N의 함량은 0.007%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 냉연강판은 전술한 합금성분을 만족함과 동시에, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 것이 바람직하다. 이를 통해, 본 발명이 목표로 하는 굽힘가공성이 매우 우수한 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 강판을 제조할 수 있다.
[관계식 1] 0.18 ≤ C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 0.30
상기 관계식 1은 강도 및 용접성을 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 1의 값이 0.18 미만인 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 0.30을 초과할 경우에는 용접성이 열위 할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 1의 값은 0.18~0.30의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 하한은 0.19인 것이 보다 바람직하고, 0.20인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 상한은 0.28인 것이 보다 바람직하고, 0.26인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 2] 180 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 270
상기 관계식 2는 경화능을 확보하기 위한 경화능 지수와 관련된 관계식이다. 상기 관계식 2의 값이 180 미만인 경우에는 경화능 부족에 따라 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 270을 초과할 경우에는 경화능이 과도하게 높아져 굽힘특성 및 성형성이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 2의 값은 180~270의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 하한은 190인 것이 보다 바람직하고, 200인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 상한은 260인 것이 보다 바람직하고, 250인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 3] 700 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb/C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 1200
상기 관계식 3은 본 발명이 목표로 하는 강도, 경화능 및 용접성을 동시에 확보하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 3의 값이 700 미만인 경우에는 용접성이 열위해질 수 있을 뿐만 아니라, 경화능 부족에 따라 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란하고, 1200을 초과할 경우에는 경화능이 과도하게 높아져 굽힘특성 및 성형성이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 3의 값은 700~1200의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 하한은 700인 것이 보다 바람직하고, 800인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 상한은 1150인 것이 보다 바람직하고, 1100인 것이 보다 더 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.
다만, 그 중 인 및 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
P: 0.04% 이하(0%는 제외)
인(P)은 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.04%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 P의 함량은 0.03%이하로 제한하는 것이 보다 바람직하고, 0.02%이하로 제한하는 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.005% 이하(0%는 제외)
황(S)은 불순물로서 강 중에 MnS 비금속 개재물 및 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.005%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 S의 함량은 0.004%이하로 제한하는 것이 보다 바람직하고, 0.003%이하로 제한하는 것이 보다 더 바람직하다.
아울러, 상기 불순물은 트램프 원소로서 Sb, Mg, Sn, Sb, Zn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.1중량%이하일 수 있다. 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩 등에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.1%를 초과하는 경우에는 슬라브의 표면 크랙을 야기할 수 있고, 강판의 표면 품질을 저하시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 미세조직 등에 대하여 설명한다.
본 발명 냉연강판의 미세조직은 면적%로, 프레쉬 마르텐사이트: 4~19%, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트의 합: 78~95% 및 잔류 오스테나이트: 0.2~2.0%를 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명 냉연강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트(이하, 'TM'이라고도 함)와 베이나이트(이하, 'B'라고도 함)를 주조직으로 포함한다. 상기 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트는 미세조직 상 그 구별이 쉽지 않기 때문에, 본 발명에서는 상기 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 합의 분율을 제어한다. 상기 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 합의 분율이 78% 미만인 경우에는 목표로 하는 강도 확보가 어렵고, 95%를 초과하는 경우에는 굽힘특성 및 연신율이 열위할 수 있다. 상기 프레쉬 마르텐사이트(이하, 'FM'이라고도 함)는 강도 확보에 유리한 조직이다. 상기 프레쉬 마르텐사이트의 분율이 4% 미만인 경우에는 목표로 하는 강도 확보가 어렵고, 19%를 초과하는 경우에는 굽힘특성 및 연신율이 열위할 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트(이하, 'RA'라고도 함)는 연신율 확보에 유리한 조직이다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 0.2% 미만인 경우에는 상기 효과를 충분히 얻기 곤란할 수 있고, 2.0%를 초과하는 경우에는 가공시 마르텐사이트로 변태되어 HER 또는 굽힘특성이 열위할 수 있다. 한편, 상기 미세조직은 10% 이하의 페라이트를 추가로 포함할 수 있다. 상기 페라이트 조직은 제조공정상 불가피하게 형성될 수 있는 조직이나, 긍정적인 기능을 하기도 한다. 예를 들면, 상기 페라이트는 연신율 확보에 기여할 수 있다. 다만, 그 분율이 10%를 초과하는 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 강도 확보가 곤란할 수 있다. 상기 페라이트의 분율은 7%이하인 것이 보다 바람직하고, 5%이하인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 미세조직의 평균 결정립 사이즈는 0.5~6㎛인 것이 바람직하다. 상기 평균 결정립 사이즈는 미세할수록 강도 및 HER 등의 물성 확보에 유리하지만, 0.5㎛미만으로 제어하기 위해서는, 결정립 미세화에 효과가 있는 Nb, Ti, Mo 및 V등의 투입량이 과도하게 많아지게 되어 제조단가가 상승할 수 있다. 상기 평균 결정립 사이즈가 6㎛를 초과하는 경우에는 본 발명이 목표로 하는 강도 확보가 어렵고, HER 및 굽힘특성이 상당히 열위할 수 있다. 따라서, 상기 평균 결정립 사이즈는 0.5~6.0㎛의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 평균 결정립 사이즈의 하한은 1.0㎛인 것이 보다 바람직하고, 1.5㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 평균 결정립 사이즈의 상한은 5.5㎛인 것이 보다 바람직하고, 5.0㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 냉연강판은 항복강도(YS): 800~980MPa, 인장강도(TS): 980~1180MPa, 연신율(EL): 4~12%, 항복비(YS/TS): 0.70~0.95, 구멍확장율(HER): 35~80%, R/t: 0.8이하, 3점 굽힘 최대각도: 90~140°일 수 있다. 상기 항복강도는 820~960MPa인 것이 보다 바람직하고, 850~950MPa인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 인장강도는 1000~1170MPa인 것이 보다 바람직하고, 1020~1160MPa인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 연신율은 5~11%인 것이 보다 바람직하고, 6~10%인 것이 보다 더 바람직하다. 항복비는 0.72~0.92인 것이 보다 바람직하고, 0.75~0.90인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 구멍확장율은 40~75%인 것이 보다 바람직하고, 45~70%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 R/t는 0.15~0.70인 것이 보다 바람직하고, 0.20~0.60인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 3점 굽힘 최대각도는 95~135°인 것이 보다 바람직하고, 100~130°인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 본 발명의 냉연강판은 경도(HvBM)가 300~400Hv일 수 있다. 상기 모재 경도는 310~390Hv인 것이 보다 바람직하고, 320~380Hv인 것이 보다 더 바람직하다. 더하여, 용접 후 형성되는 용접부의 용융부(Fusion Zone) 경도(HvFZ)가 350~450Hv일 수 있다. 상기 용접부의 용융부 경도가 350Hv 미만인 경우에는 충분한 용융부 경도를 확보하지 못해, 용접부 강도가 낮을 수 있다. 반면, 450Hv를 초과하는 경우에는 용융부 경도가 너무 높아, 크랙 발생 민감성이 높아지기 때문에 용접부 강도와 충격 흡수 에너지가 낮아질 수 있다. 상기 냉연강판의 경도 즉, 용접 후 모재에 해당하는 경도(HvBM)는 용융부 경도(HvFZ)와 유사할수록 좋으며, 따라서, 그 비(HvFZ/HvBM)는 1.30 이하인 것이 바람직하다. 상기 HvFZ/HvBM는 1.25이하인 것이 보다 바람직하고, 1.20이하인 것이 보다 더 바람직하다.
이하, 이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 가열한다. 본 발명에서는 상기 슬라브 가열 온도에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 상기 슬라브의 가열은 1100~1300℃에서 행하여질 수 있다. 상기 슬라브 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 슬라브 온도가 낮아 조압연시 압연부하가 발생할 수 있고, 1300℃를 초과하는 경우에는 조직이 조대화될 수 있고, 전력비 상승와 같은 단점이 있을 수 있다. 상기 슬라브 가열온도의 하한은 1125℃인 것이 보다 바람직하고, 1150℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 슬라브 가열온도의 상한은 1275℃인 것이 보다 바람직하고, 1250℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 슬라브는 230~270mm의 두께를 가질 수 있다.
이후, 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+50℃~Ar3+150℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연 출측온도가 Ar3+50℃ 미만인 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높다. 상기 마무리 압연 출측온도가 Ar3+150℃를 초과하는 경우에는 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다. 따라서, 상기 마무리 압연 출측온도는 Ar3+50℃~Ar3+150℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 출측온도의 하한은 Ar3+60℃가 보다 바람직하고, Ar3+70℃가 보다 더 바람직하다. 상기 마무리 압연 출측온도의 상한은 Ar3+140℃가 보다 바람직하고, Ar3+130℃가 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 Ar3는 가열시 오스테나이트로 변태되는 온도를 의미하며, 예를 들면, 910-203C1/2+44.7Si+31.5Mo-30Mn-11Cr+700P+400Al+400Ti와 같은 식으로 그 값을 구할 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 Ms+50℃~Ms+300℃까지 냉각한 후 권취한다. 상기 권취온도가 Ms+50℃ 미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 문제가 발생할 수 있다. 반면, Ms+300℃를 초과하게 되면 표면 스케일의 증가로 산세성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 Ms+50℃~Ms+300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 Ms+60℃인 것이 보다 바람직하고, Ms+70℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 Ms+290℃인 것이 보다 바람직하고, Ms+270℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 권취 후에는 상기 권취된 열연강판을 0.1℃/s이하의 냉각속도로 상온까지 냉각할 수 있다. 상기 Ms는 냉각시 마르텐사이트가 변태되기 시작하는 온도를 의미하며, 예를 들면, 539-423C-30.4Mn-7.5Si+30Al과 같은 식으로 그 값을 구할 수 있다.
이후, 상기 권취 및 냉각된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하여질 수 있다. 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)부에 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 Ar3+10℃~Ar3+70℃의 온도 범위에서 연속소둔한다. 상기 연속소둔 온도가 Ar3+10℃미만일 경우에는 오스테나이트로 충분히 변태되지 않아 후공정에서 본 발명이 얻고자 하는 마르텐사이트 또는 베이나이트 분율을 얻기 어려워 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면, Ar3+70℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 사이즈가 조대화되어 목표로 하는 굽힘특성을 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 연속소둔 온도는 Ar3+10℃~Ar3+70℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔 온도의 하한은 Ar3+20℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+30℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 연속소둔 온도의 상한은 Ar3+60℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3+50℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 연속소둔된 냉연강판을 50~200초 동안 균열처리한다. 이는 냉간압연 조직의 재결정 및 결정립성장과 더불어 본 발명이 제시하는 소둔온도에서 충분한 오스테나이트 분율을 확보하기 위함이다. 상기 균열처리 시간이 50초 미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태가 충분히 일어나지 않아 최종조직에서 페라이트 분율 증가하여 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면, 상기 균열처리 시간이 200초를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 사이즈가 조대화되어 최종제품에서 굽힘특성이 열위할 수 있다. 상기 균열처리 시간의 하한은 55초인 것이 보다 바람직하고, 60초인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 균열처리 시간의 상한은 190초인 것이 보다 바람직하고, 180초인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 균열처리된 냉연강판을 620~700℃까지 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각 단계는 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판의 연성과 강도를 증가시키기 위한 것이다. 상기 1차 냉각 종료온도가 630℃미만이거나 700℃를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 연성 및 강도를 확보하기 어렵게 된다. 상기 냉각속도가 1℃/s 미만인 경우에는 페라이트 변태가 가속화되어 목표로 하는 미세조직 분율 확보가 어려운 단점이 있고, 10℃/s를 초과하는 경우에는 과도한 마르텐사이트 변태로 인해 연신율 확보가 어려운 단점이 있다.
이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 360~420℃까지 5~50℃/초의 냉각속도로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각은 본 발명에서 중요시하는 제어 인자 중 하나이며, 상기 2차 냉각종료온도는 강도, 연성 및 굽힘특성을 동시에 확보하기 위해 매우 중요한 조건이다. 상기 2차 냉각종료온도가 360℃미만인 경우에는 과도한 마르텐사이트 분율 증가로 연성 확보가 어렵고, 420℃를 초과하는 경우에는 충분한 마르텐사이트 확보가 어려워 목표로 하는 강도 확보가 어렵다. 따라서, 본 발명에서 목표로 하는 물성을 확보하기 위한 중요 제어 인자 중 하나인 2차 냉각종료온도는 360~420℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각종료온도의 하한은 365℃인 것이 보다 바람직하고, 370℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 2차 냉각종료온도의 상한은 410℃인 것이 보다 바람직하고, 405℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 2차 냉각속도가 5℃/s미만일 경우에는 느린 냉각속도로 인해 마르텐사이트 및 베이나이트 변태 전, 페라이트 변태가 우선적으로 발생하여 본 발명이 얻고자 하는 적정량의 미세조직 분율을 얻지 못하는 단점이 있으며, 50℃/s를 초과하는 경우에는 과도한 냉각속도로 인한 형상열위 문제로 통판성이 저하되고, 판파단이 발생할 수 있다. 상기 2차 냉각속도의 하한은 7.5℃/s인 것이 보다 바람직하고, 10℃/s 인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 2차 냉각속도의 상한은 47.5℃/s인 것이 보다 바람직하고, 45℃/s 인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명에서 중요한 미세조직인 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 분율을 목표 수준으로 확보하기 위해 Ms 온도와 2차 냉각종료온도의 차이를 정밀하게 제어하는 게 중요하다. 보다 상세하게는, 하기 관계식 4를 만족하도록 하는 것이 바람직하다. Ms와 2차 냉각종료온도의 차이, 즉, A의 값이 10℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트 또는 베이나이트 변태가 적어 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있으며, A의 값이 70℃를 초과하는 경우에는 마르텐사이트 영역에서 머무는 시간이 길어 과도한 마르텐사이트 분율 증가로 연성 확보가 어렵다. 따라서, 상기 Ms와 2차 냉각종료온도의 차이, 즉, A의 값은 10~70℃인 것이 바람직하다. 상기 A값의 하한은 15℃인 것이 보다 바람직하고, 20℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 A값의 상한은 65℃인 것이 보다 바람직하고, 60℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, Ms는 마르텐사이트 변태가 시작되는 온도를 의미하며, 그 값은 아래 식 1을 통해 구할 수 있다.
[관계식 4] 10 ≤ A ≤ 70
(단, 상기 관계식 4에서 A는 Ms-2차 냉각종료온도임(℃).)
이후, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 250~650초 동안 과시효처리 후, 320~400℃에서 종료한다. 상기 과시효처리는 2차 냉각종료 시점의 온도와 동일하거나 높은 온도에서 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 과시효처리는 2차 냉각종료시에 생성된 프레쉬 마르텐사이트가 템퍼드 마르텐사이트로 변태하는 것을 촉진시키기 위한 공정이며, 이를 통해, 높은 항복강도 및 굽힘특성을 안정적으로 확보할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 얻고자 하는 높은 굽힘가공성을 확보하기 위해 과시효처리는 매우 중요한 인자이며, 본 발명에서는 상기 과시효처리 시간을 250~650초의 범위로 정밀 제어한다. 상기 과시효처리 시간이 250초 미만인 경우에는 프레쉬 마르텐사이트에서 템퍼드 마르텐사이트로의 변태가 작게 일어나 굽힘가공성이 열위할 수 있다. 반면, 과시효처리 시간이 650초를 초과하는 경우에는 생산성 감소 및 과도한 템퍼드 마르텐사이트 변태로 인해 본 발명이 얻고자 하는 인장강도 확보가 어려울 수 있다. 상기 과시효처리 시간의 하한은 260초인 것이 보다 바람직하고, 270초인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 과시효처리 시간의 상한은 600초인 것이 보다 바람직하고, 550초인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 과시효처리 종료 온도가 320℃ 미만인 경우에는 과도한 프레쉬 마르텐사이트 변태로 인해 연신율 확보가 어렵고, 굽힘특성이 열위할 수 있다. 상기 과시효처리 종료 온도가 400℃를 초과하는 경우에는 프레쉬 마르텐사이트에서 템퍼드 마르텐사이트로의 변태가 작게 일어나 굽힘특성이 열위할 수 있다. 상기 과시효처리 종료 온도의 하한은 325℃인 것이 보다 바람직하고, 330℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 과시효처리 종료 온도의 상한은 395℃인 것이 보다 바람직하고, 380℃인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, HER 및 굽힘특성을 보다 개선하고자 하는 경우에는 상기 과시효처리 후 상기 2차 냉각종료온도까지 냉각을 실시한 후 재가열하여 과시효처리를 추가로 행할 수 있다.
한편, 본 발명에서 중요한 미세조직인 템퍼드 마르텐사이트 분율을 목표 수준으로 확보하기 위해 Ms 온도와 과시효처리 종료온도의 차이를 정밀하게 제어하는 게 중요하다. 보다 상세하게는, 하기 관계식 5를 만족하도록 하는 것이 바람직하다. Ms 온도와 과시효처리 종료온도의 차이, 즉, B의 값이 30℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트 변태가 충분하지 않아 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 상기 B의 값이 100℃를 초과하는 경우에는 과도한 프레쉬 마르텐사이트 변태로 인해 목표로 하는 연신율과 굽힘특성의 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 Ms 온도와 과시효처리 종료온도의 차이, 즉, B의 값은 30~100℃인 것이 바람직하다. 상기 B값의 하한은 35℃인 것이 보다 바람직하고, 40℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 B값의 상한은 95℃인 것이 보다 바람직하고, 90℃인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 5] 30 ≤ B ≤ 100
(단, 상기 관계식 5에서 B는 Ms-과시효처리 종료온도임(℃).)
아울러, 본 발명에서는 목표로 하는 미세조직 분율과 기계적 물성을 위하여, 상기 2차 냉각 및 과시효처리시, 하기 관계식 6을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 6] 2.5 ≤ 과시효처리 시간/B ≤ 14
상기 관계식 6은 본 발명이 목표로 하는 미세조직을 정밀하게 제어하여 목표로 하는 물성을 확보하기 위한 것이다. 상기 관계식 6의 값이 2.5 미만인 경우 과시효 유지시간이 짧거나, 과시효처리 종료온도가 낮을 경우로서, 과도한 프레쉬 마르텐사이트 변태로 인해 목표로 하는 연신율이나 굽힘특성을 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 상기 관계식 6의 값이 14를 초과할 경우 과시효 유지시간이 길거나, 과시효처리 종료온도가 높아 목표로 하는 미세조직 분율 확보가 어려워 목표로 하는 물성 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 관계식 6의 값은 2.5~14의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 6의 값의 하한은 3.0인 것이 보다 바람직하고, 3.5인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 6의 값의 상한은 12인 것이 보다 바람직하고, 10인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명에서는 상기 과시효처리 후, 과시효처리된 냉연강판을 0.1~2.0%의 연신율로 조질압연하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 통상적으로 조질압연하는 경우 인장강도의 증가는 거의 없이 적어도 50MPa이상의 항복강도 상승이 일어난다. 상기 연신율이 0.1% 미만이면 형상의 제어가 어려울 수 있고, 2.0%를 초과하는 경우에는 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해질 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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 1)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 250mm 두께의 슬라브로 제조하고, 1200℃에서 12시간 가열한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 마무리 압연한 뒤, 권취하여 열연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 산세를 실시한 뒤, 50%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이 냉연강판을 하기 표 3에 기재된 조건으로 연속소둔, 균열처리, 1차 및 2차 냉각, 과시효 처리를 행함으로써, 최종 냉연강판을 제조하였다.
이와 같이 제조된 최종 냉연강판에 대하여 미세조직, 평균 결정립 사이즈 및 기계적 물성을 측정한 후, 그 결과를 하기 표 4에 기재하였다.
미세조직 및 평균 결정립 사이즈는 후방산란전자회절(Electron BackScatter Diffraction, EBSD) 장비를 이용하여 측정하였다.
기계적 물성 중 인장강도(TS), 항복강도(YS), 연신율(EL)은 압연 수평방향으로 인장시편을 채취한 뒤, 인장시험을 통해 측정하였다. 이때, Gauge Length는 80mm이고, 인장시편의 폭은 20mm인 시험편 규격을 사용하였다.
용용부 경도(HvFZ) 및 모재 경도(HvBS)는 냉연강판에 대하여 CO₂레이저 용접기를 이용하여 6kW-3min의 조건으로 BOP(Bead On Plate) 용접을 실시한 뒤, 비커스 경도기를 이용하여 500gf의 하중으로 1/4t(t=두께지점)에 5회 측정 후 평균하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Nb Ti B Cr Mo N 식1 식2 식3
발명강1 0.08 0.15 2.35 0.010 0.0020 0.030 0.040 0.03 0.0020 0.85 0.05 0.004 0.231 205 888
발명강2 0.07 0.15 2.45 0.015 0.0022 0.035 0.054 0.02 0.0025 0.95 0.03 0.004 0.236 229 971
발명강3 0.09 0.12 2.35 0.011 0.0021 0.039 0.045 0.02 0.0023 1.01 0.02 0.004 0.242 222 918
발명강4 0.07 0.11 2.40 0.015 0.0015 0.041 0.051 0.03 0.0025 0.98 0.05 0.003 0.230 227 989
발명강5 0.10 0.15 2.30 0.012 0.0021 0.035 0.045 0.02 0.0020 0.85 0.03 0.004 0.252 212 841
비교강1 0.02 0.35 2.41 0.010 0.0021 0.032 0.030 0.02 0.0025 0.91 0.03 0.004 0.181 172 951
비교강2 0.06 0.15 1.56 0.011 0.0025 0.042 0.050 0.02 0.0020 0.72 0.05 0.003 0.175 174 995
비교강3 0.07 0.25 2.10 0.012 0.0021 0.037 0.030 0.01 0.0020 0.45 0.01 0.004 0.216 148 684
비교강4 0.07 0.11 2.45 0.015 0.0018 0.035 0.005 0.01 0.0025 0.85 0.03 0.004 0.233 156 668
비교강5 0.05 0.12 2.01 0.012 0.0024 0.041 0.045 0.02 0.0005 0.55 0.01 0.004 0.188 161 858
비교강6 0.14 0.12 2.60 0.015 0.0020 0.035 0.015 0.02 0.0018 0.85 0.01 0.004 0.312 187 600
비교강7 0.15 0.25 3.50 0.02 0.0025 0.040 0.005 0.03 0.0030 1.50 0.20 0.004 0.383 280 731
비교강8 0.06 0.15 1.80 0.02 0.0024 0.042 0.041 0.02 0.0025 1.50 0.30 0.004 0.205 257 1255
[식 1] C+Si/30+Mn/20+2P+4S
[식 2] 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb
[식 3] 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb/C+Si/30+Mn/20+2P+4S
구분 강종No. Ar3
(℃)		 Ms
(℃)		 마무리 압연 온도
(℃)		 권취온도
(℃)		 열연재 두께
(mm)		 냉연재 두께
(mm)
발명예1 발명강1 812 433 921 667 3.2 1.6
발명예2 발명강2 812 435 915 687 3.2 1.6
발명예3 발명강3 805 430 916 680 3.2 1.6
발명예4 발명강4 819 437 901 678 3.2 1.6
발명예5 발명강5 806 427 925 681 3.2 1.6
비교예1 비교강1 843 456 905 669 3.2 1.6
비교예2 비교강2 846 466 931 675 3.2 1.6
비교예3 비교강3 827 445 925 685 3.2 1.6
비교예4 비교강4 808 435 915 675 3.2 1.6
비교예5 비교강5 837 457 921 681 3.2 1.6
비교예6 비교강6 785 401 928 692 3.2 1.6
비교예7 비교강7 769 368 917 662 3.2 1.6
비교예8 비교강8 845 459 909 681 3.2 1.6
Ar3 = 910-203C1/2+44.7Si+31.5Mo-30Mn-11Cr+700P+400Al+400Ti
Ms = 539-423C-30.4Mn-7.5Si+30Al
구분 강종No. 소둔
온도
(℃)		 균열
시간
(초)		 1차
냉각
속도
(℃/초)		 1차
냉각
종료
온도
(℃)		 2차
냉각
속도
(℃/초)		 2차
냉각
종료
온도
(℃)		 과시효처리 식4 식5 식6
시간
(초)		 종료온도
(℃)
발명예1 발명강1 845 80 3.2 651 11.2 395 400 362 38 71 5.6
발명예2 발명강2 851 79 3.5 654 12.1 397 400 371 38 64 6.3
발명예3 발명강3 835 78 3.1 662 11.6 399 400 360 31 70 5.7
발명예4 발명강4 839 82 3.0 671 11.4 402 400 381 35 56 7.2
발명예5 발명강5 847 81 3.0 654 10.5 385 400 361 42 66 6.1
비교예1 비교강1 867 83 3.1 645 12.1 385 400 368 71 88 4.6
비교예2 비교강2 857 84 3.6 655 11.2 415 400 391 51 75 5.3
비교예3 비교강3 841 87 3.2 661 11.7 415 400 385 30 60 6.7
비교예4 비교강4 834 85 3.3 657 11.8 405 400 374 30 61 6.5
비교예5 비교강5 857 79 3.0 651 11.2 417 400 401 40 56 7.1
비교예6 비교강6 821 76 3.1 653 11.4 387 400 359 14 42 9.5
비교예7 비교강7 818 81 3.8 652 11.2 392 400 367 -24 1 400
비교예8 비교강8 861 82 3.6 657 11.7 391 400 367 68 92 4.3
[식 4] A = Ms-2차 냉각종료온도
[식 5] B = Ms-과시효처리 종료온도
[식 6] 과시효처리 시간/B
구분 강종No. 미세조직 분율
(면적%)		 평균
결정립
사이즈
(㎛)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 YR EL
(%)		 HvBM
(Hv)		 HVFZ
(Hv)		 HvFZ/HvBM
FM TM+B F RA
발명예1 발명강1 9.3 90.4 0 0.3 2.1 891 1092 0.82 8.5 335 415 1.24
발명예2 발명강2 9.2 90.6 0 0.2 2.3 892 1105 0.81 8.3 336 425 1.26
발명예3 발명강3 9.3 90.1 0 0.6 2.2 904 1116 0.81 7.0 337 414 1.23
발명예4 발명강4 9.4 90.1 0 0.5 2.5 928 1126 0.82 7.1 338 414 1.22
발명예5 발명강5 9.1 90.2 0 0.7 2.3 913 1123 0.81 7.3 329 415 1.26
비교예1 비교강1 7.2 74.5 18 0.3 3.2 762 971 0.78 10.8 285 330 1.16
비교예2 비교강2 6.9 73.6 19 0.5 2.9 650 956 0.68 13.2 271 320 1.18
비교예3 비교강3 5.3 73.4 21 0.3 2.3 561 902 0.62 15.2 264 390 1.48
비교예4 비교강4 7.2 80.6 12 0.2 5.2 778 1099 0.71 8.70 254 395 1.56
비교예5 비교강5 6.2 80.3 13 0.5 2.5 648 1042 0.62 10.9 269 343 1.28
비교예6 비교강6 23.1 76.7 0 0.2 2.1 923 1253 0.74 5.9 356 553 1.55
비교예7 비교강7 24.2 75.1 0 0.7 2.3 890 1320 0.67 6.2 389 582 1.50
비교예8 비교강8 22.9 76.5 0 0.6 2.2 1123 1236 0.91 4.5 352 401 1.14
FM: 프레쉬 마르텐사이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트, B: 베이나이트, RA: 잔류 오스테나이트,
F: 페라이트
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보할 수 있어 우수한 기계적 물성을 가지고 있음을 알 수 있다.
반면, 비교예 1 내지 8은 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하지 않고, 일부 제조조건을 만족하지 않음에 따라, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하지 못하여 기계적 물성이 열위한 것을 알 수 있다.
(실시예 2)
실시예 1에 기재된 발명강 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 250mm 두께의 슬라브로 제조하고, 1200℃에서 12시간 가열한 후, 하기 표 5에 기재된 조건으로 마무리 압연한 뒤, 권취하여 열연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 산세를 실시한 뒤, 50%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이 냉연강판을 하기 표 6에 기재된 조건으로 연속소둔, 균열처리, 1차 및 2차 냉각, 과시효 처리를 행함으로써, 최종 냉연강판을 제조하였다.
이와 같이 제조된 최종 냉연강판에 대하여 미세조직, 평균 결정립 사이즈 및 기계적 물성을 측정한 후, 그 결과를 하기 표 7에 기재하였다.
미세조직 및 평균 결정립 사이즈는 후방산란전자회절(Electron BackScatter Diffraction, EBSD) 장비를 이용하여 측정하였다.
기계적 물성 중 인장강도(TS), 항복강도(YS), 연신율(EL)은 압연 수평방향으로 인장시편을 채취한 뒤, 인장시험을 통해 측정하였다. 이때, Gauge Length는 80mm이고, 인장시편의 폭은 20mm인 시험편 규격을 사용하였다.
기계적 물성 중 HER은 ISO 16330 표준에 따라 측정하였으며, 홀은 10mm 직경의 펀치를 사용하여 12%의 Clearance로 전단가공하였다.
기계적 물성 중 R/t는 R(한계 굽힘 반경)을 강판 두께로 나눈 값이다. 이때, 상기 R은 압연방향과 수평방향(장축)으로 폭 30mm×길이 35mm의 시험편을 채취한 뒤, 한쪽의 면을 0.2mm 연삭하고, 연삭면을 펀치와 접하지 않도록 하여, JIS Z 2248에 준거한 V블록법으로 굽힘 시험을 행하고, 그때의 굽힘 반경을 0∼5mm까지 여러 가지 변화시켜, 재료가 파단되지 않고서 굽힘 가공을 할 수 있는 최소 굽힘 반경을 구하여 산출하였다.
기계적 물성 중 3점 굽힘 최대각도는 VDA(Verband Der Automobilindustrie)의 규격에 의거하여 각 시편당 3회 측정 후 평균값을 측정하였다.
구분 강종No. Ar3
(℃)		 Ms
(℃)		 마무리 압연 온도
(℃)		 권취온도
(℃)		 열연재 두께
(mm)		 냉연재 두께
(mm)
발명예6 발명강1 812 433 915 651 3.2 1.6
발명예7 921 667 3.2 1.6
발명예8 917 655 3.2 1.6
발명예9 920 680 3.2 1.6
발명예10 917 674 3.2 1.6
비교예9 820 - - -
비교예10 918 430 3.2 -
비교예11 925 651 3.2 1.6
비교예12 917 687 3.2 1.6
비교예13 918 687 3.2 1.6
비교예14 921 679 3.2 1.6
비교예15 916 680 3.2 1.6
비교예16 921 689 3.2 1.6
Ar3 = 910-203C1/2+44.7Si+31.5Mo-30Mn-11Cr+700P+400Al+400Ti
Ms = 539-423C-30.4Mn-7.5Si+30Al
구분 강종No. 소둔
온도
(℃)		 균열
시간
(초)		 1차
냉각
속도
(℃/초)		 1차
냉각
종료
온도
(℃)		 2차
냉각
속도
(℃/초)		 2차
냉각
종료
온도
(℃)		 과시효처리 식4 식5 식6
시간
(초)		 종료온도
(℃)
발명예6 발명강1 838 85 4.2 650 11.6 410 400 375 23 58 6.9
발명예7 847 86 3.6 651 12.1 395 400 365 38 68 5.9
발명예8 851 84 3.2 657 11.6 390 400 362 43 71 5.6
발명예9 861 85 3.4 659 12.5 415 400 382 18 51 7.8
발명예10 855 81 3.2 651 10.9 405 400 371 28 62 6.5
비교예9 - - - - - - - - - - -
비교예10 - - - - - - - - - - -
비교예11 800 84 3.2 651 11.5 403 400 370 30 63 6.3
비교예12 899 81 3.5 650 12.1 415 400 382 18 51 7.8
비교예13 845 82 0.3 650 12.1 405 400 379 28 54 7.4
비교예14 854 80 3.4 654 2.5 421 400 392 12 41 9.8
비교예15 847 79 3.9 651 11.8 520 400 492 -87 -59 -6.8
비교예16 852 78 3.2 657 11.5 320 400 285 113 148 2.7
[식 4] A = Ms-2차 냉각종료온도
[식 5] B = Ms-과시효처리 종료온도
[식 6] 과시효처리 시간/B
구분 강종No. 미세조직 분율
(면적%)		 평균
결정립
사이즈
(㎛)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 YR EL
(%)		 HER
(%)		 R/t 3점
굽힘
(°)
FM TM+B F RA
발명예6 발명강1 8.9 90.4 0 0.7 2.6 899 1097 0.82 8.3 54 0.31 107
발명예7 9.5 90.0 0 0.5 2.4 905 1105 0.82 8.9 57 0.31 109
발명예8 11.0 88.2 0 0.8 2.3 921 1125 0.82 8.1 61 0.31 112
발명예9 7.5 91.8 0 0.7 2.6 889 1079 0.82 9.7 54 0.31 108
발명예10 10.1 89.3 0 0.6 2.5 900 1101 0.82 8.6 55 0.31 109
비교예9 - - - - - - - - - - - -
비교예10 - - - - - - - - - - - -
비교예11 7.6 70.9 21 0.5 3.6 760 1025 0.74 11.2 31 0.94 87
비교예12 15.1 84.0 0 0.9 6.7 951 1135 0.84 5.20 42 0.94 80
비교예13 6.8 74.7 18 0.5 4.5 771 1051 0.73 10.9 35 0.63 88
비교예14 2.5 96.9 0 0.6 3.1 923 975 0.95 11.9 61 0.31 121
비교예15 21.0 78.3 0 0.7 2.1 780 1250 0.62 5.6 38 0.94 86
비교예16 3.0 96.7 0 0.3 2.4 997 1135 0.88 4.8 67 0.94 88
FM: 프레쉬 마르텐사이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트, B: 베이나이트, RA: 잔류 오스테나이트,
F: 페라이트
상기 표 5 내지 7을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 6 내지 10의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 미세조직 종류 및 분율과 평균 결정립 사이즈를 확보함으로써 본 발명이 얻고자 하는 기계적 물성(인장특성, HER, 굽힘특성)을 확보하고 있음을 알 수 있다.
반면, 비교예 9 내지 16은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건을 만족하지 않음에 따라, 본 발명이 목표로 하는 미세조직 또는 평균 결정립 사이즈를 확보하지 못하여 기계적 물성이 열위한 것을 알 수 있다. 특히, 비교예 9 및 10의 경우에는 각각 마무리 압연 온도와 권취온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않아 판파단이 발생하였다.
도 1은 발명예 6을 SEM으로 관찰한 미세조직 사진이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 발명예 6은 본 발명이 목표로 하는 미세조직이 적절히 형성되어 있음을 확인할 수 있다.
(실시예 3)
실시예 1에 기재된 발명강 2의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 250mm 두께의 슬라브로 제조하고, 1200℃에서 12시간 가열한 후, 하기 표 8에 기재된 조건으로 마무리 압연한 뒤, 권취하여 열연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 산세를 실시한 뒤, 50%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이 냉연강판을 하기 표 9에 기재된 조건으로 연속소둔, 균열처리, 1차 및 2차 냉각, 과시효 처리를 행함으로써, 최종 냉연강판을 제조하였다.
이와 같이 제조된 최종 냉연강판에 대하여 미세조직, 평균 결정립 사이즈 및 기계적 물성을 측정한 후, 그 결과를 하기 표 10에 기재하였다.
미세조직 및 평균 결정립 사이즈는 후방산란전자회절(Electron BackScatter Diffraction, EBSD) 장비를 이용하여 측정하였다.
기계적 물성 중 3점 굽힘 최대각도는 VDA(Verband Der Automobilindustrie)의 규격에 의거하여 각 시편당 3회 측정 후 평균값을 측정하였다.
구분 강종No. Ar3
(℃)		 Ms
(℃)		 마무리 압연 온도
(℃)		 권취온도
(℃)		 열연재 두께
(mm)		 냉연재 두께
(mm)
발명예11 발명강2 812 435 925 675 3.2 1.6
발명예12 920 681 3.2 1.6
발명예13 916 679 3.2 1.6
발명예14 920 682 3.2 1.6
발명예15 918 679 3.2 1.6
비교예17 925 681 3.2 1.6
비교예18 931 678 3.2 1.6
비교예19 925 681 3.2 1.6
비교예20 927 678 3.2 1.6
Ar3 = 910-203C1/2+44.7Si+31.5Mo-30Mn-11Cr+700P+400Al+400Ti
Ms = 539-423C-30.4Mn-7.5Si+30Al
구분 강종No. 소둔
온도
(℃)		 균열
시간
(초)		 1차
냉각
속도
(℃/초)		 1차
냉각
종료
온도
(℃)		 2차
냉각
속도
(℃/초)		 2차
냉각
종료
온도
(℃)		 과시효처리 식4 식5 식6
시간
(초)		 종료온도
(℃)
발명예11 발명강2 851 84 3.2 649 11.2 395 374 362 40 73 5.1
발명예12 849 80 3.2 651 11.2 385 361 365 50 70 5.2
발명예13 847 79 3.2 661 11.2 395 360 369 40 66 5.5
발명예14 849 89 3.2 658 11.2 387 355 369 48 66 5.4
발명예15 852 81 3.2 649 11.2 394 360 369 41 66 5.5
비교예17 853 80 3.2 647 11.2 390 195 335 45 100 2.0
비교예18 849 90 3.2 649 11.2 384 225 310 51 125 1.8
비교예19 851 81 3.2 651 11.2 395 315 300 40 135 2.3
비교예20 850 82 3.2 652 11.2 402 325 290 33 145 2.2
[식 4] A = Ms-2차 냉각종료온도
[식 5] B = Ms-과시효처리 종료온도
[식 6] 과시효처리 시간/B
구분 강종No. 미세조직 분율
(면적%)		 평균
결정립
사이즈
(㎛)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 YR EL
(%)		 3점
굽힘
(°)
FM TM+B F RA
발명예11 발명강2 9.5 90.0 0 0.5 2.3 891 1092 0.82 8.0 109
발명예12 10.1 89.3 0 0.6 2.2 905 1115 0.81 8.2 108
발명예13 9.2 90.1 0 0.7 2.4 899 1110 0.81 8.0 110
발명예14 10.5 88.7 0 0.8 2.6 914 1116 0.82 7.1 108
발명예15 11.0 88.0 0 1.0 2.5 915 1120 0.82 7.5 106
비교예17 25.3 73.7 0 1.0 2.0 965 1269 0.76 5.7 79
비교예18 26.0 73.2 0 0.8 2.1 975 1275 0.76 5.6 75
비교예19 24.1 75.2 0 0.7 2.3 956 1265 0.76 6.1 78
비교예20 26.5 72.6 0 0.9 2.5 967 1287 0.75 5.4 74
FM: 프레쉬 마르텐사이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트, B: 베이나이트, RA: 잔류 오스테나이트,
F: 페라이트
상기 표 8 내지 10을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 11 내지 15의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 미세조직을 확보함으로써 본 발명이 얻고자 하는 굽힘특성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
반면, 비교예 17 내지 20은 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건 중 과시효 처리조건과 관계식 5 및 6을 만족하지 않음에 따라, 본 발명이 목표로 하는 미세조직을 못하여 굽힘특성이 열위한 것을 알 수 있다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.12%, Si: 0.03~0.30%, Mn: 2.1~2.9%, Al: 0.005~0.07%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.08%, B: 0.0005~0.005%, Cr: 0.7~1.4%, Mo: 0.005~0.10%, N: 0.008%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 3을 만족하며,
    미세조직은 면적%로, 프레쉬 마르텐사이트: 4~19%, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트의 합: 78~95%, 잔류 오스테나이트: 0.2~2.0% 및 페라이트: 10% 이하를 포함하고,
    상기 미세조직의 평균 결정립 사이즈는 0.5~6㎛인 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판.
    [관계식 1] 0.18 ≤ C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 0.30
    [관계식 2] 180 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 270
    [관계식 3] 700 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb/C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 1200
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%를 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 불순물은 P: 0.04% 이하(0%는 제외) 및 S: 0.005% 이하(0%는 제외)를 추가로 포함하는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 불순물은 Sb, Mg, Sn, Sb, Zn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.1중량%이하인 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  4. 삭제
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 항복강도(YS): 800~980MPa, 인장강도(TS): 980~1180MPa, 연신율(EL): 4~12%, 항복비(YS/TS): 0.70~0.95, 구멍확장율(HER): 35~80%, R/t: 0.8이하, 3점 굽힘 최대각도: 90~140°를 갖는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 경도(HvBM)가 300~400Hv이고, 용접 후 형성되는 용접부의 용융부 경도(HvFZ)는 350~450Hv이며, HvFZ/HvBM는 1.30 이하인 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판.
  7. 중량%로, C: 0.03~0.12%, Si: 0.03~0.30%, Mn: 2.1~2.9%, Al: 0.005~0.07%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.005~0.08%, B: 0.0005~0.005%, Cr: 0.7~1.4%, Mo: 0.005~0.10%, N: 0.008%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 출측온도가 Ar3+50℃~Ar3+150℃가 되도록 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 Ms+50℃~Ms+300℃까지 냉각한 후 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 Ar3+10℃~Ar3+70℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔된 냉연강판을 50~200초 동안 균열처리하는 단계;
    상기 균열처리된 냉연강판을 620~700℃까지 1~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 360~420℃까지 5~50℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 250~650초 동안 과시효처리 후, 320~400℃에서 종료하는 단계;를 포함하고,
    상기 2차 냉각 및 과시효처리시, 하기 관계식 4 내지 6을 만족하는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 0.18 ≤ C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 0.30
    [관계식 2] 180 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb ≤ 270
    [관계식 3] 700 ≤ 48.8+49logC+35.1Mn+25.9Si+76.5Cr+105.9Mo+1325Nb/C+Si/30+Mn/20+2P+4S ≤ 1200
    [관계식 4] 10 ≤ A ≤ 70
    [관계식 5] 30 ≤ B ≤ 100
    [관계식 6] 2.5 ≤ 과시효처리 시간/B ≤ 14
    (단, 상기 관계식 1 내지 3에 기재된 합금성분의 함량은 중량%를 의미하고, 상기 관계식 4 내지 6에서 A는 Ms-2차 냉각종료온도(℃)이고, B는 Ms-과시효처리 종료온도(℃)임.)
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 슬라브 가열은 1100~1300℃에서 행하여지는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 슬라브는 230~270mm의 두께를 갖는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 0.1℃/s이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계를 추가로 포함하는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 청구항 7에 있어서,
    상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하여지는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 청구항 7에 있어서,
    상기 과시효처리 후, 과시효처리된 냉연강판을 0.1~2.0%의 연신율로 조질압연하는 단계를 추가로 포함하는 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
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