KR20240044568A

KR20240044568A - 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20240044568A
Application number: KR1020220123246A
Authority: KR
Inventors: 임영록; 서창효; 김상현; 정기택
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2022-09-28
Filing date: 2022-09-28
Publication date: 2024-04-05
Also published as: WO2024072023A1

Abstract

본 발명은 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법{COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT STRENGTH AND FORMABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

자동차 경량화와 안전성 강화를 위해 높은 강도를 갖는 강판의 개발이 지속적으로 추진되어 왔으며, 최근에는 전기차 주행거리 향상과 배터리 보호를 위해 인장강도 1,500㎫급 이상의 초고강도강의 중요성이 커지고 있다. 한편, 기존 MART강의 경우, 연신율과 성형성이 충분하지 않기에, 이를 극복하여 성형성을 겸비한 냉간 성형용 초고강도 강판 개발이 개발되면 그 경제적 가치가 더욱 높을 것으로 예상된다. 또한, 강재의 성형성을 개선하기 위해 연신율을 높이기 위한 방법으로서, 잔류 오스테나이트를 도입하여 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 현상을 이용하는 방법이 널리 사용되고 있다. 다만, 이러한 TRIP 강판의 경우, 잔류 오스테나이트의 도입을 위해 Si과 Al의 첨가가 필요하며, 베이나이트 변태를 동반할 때에 더욱 많은 양의 잔류 오스테나이트를 얻을 수 있다. 하지만, 베이나이트 상은 상대적으로 고온에서 변태되기 때문에 인장강도(TS, Tensile Strength)가 낮고 항복강도(YS, Yield Strength) 또한 초고강도강으로서 활용하기에는 낮은 편이다.

따라서, 강판의 강도를 높이면서도 TRIP 현상을 활용하기 위해 ??칭(Quenching) 및 파티셔닝(Partitioning) 공정을 채택하는 것이 최근의 추세이다. 소위 Q&P 강재의 경우, 기지의 주된 조직이 템퍼드 마르텐사이트 상으로서 항복강도와 구멍 확장성(HER; Hole Exansion Ratio)이 뛰어나고, 잔류 오스테나이트 형성도 가능하여 연신율 또한 높일 수 있다. 하지만, 더욱 연신율을 높이기 위해 Q&P 공정 온도를 높일 경우 강도를 얻기가 어려워지므로, 1.5GPa의 초고강도강에서 높은 강도와 함께 충분한 연신율을 얻는 것은 여전히 어렵다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은,

중량%로, C: 0.20% 이상 0.30% 미만, Si: 1.0~3.0%, Al: 0.01~0.3%, Mn: 2.0~3.0%, Cr: 0.001~0.5%, Mo: 0.08~0.32%, B: 0.0001~0.0050%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.08~0.25%, P: 0.04% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불술문을 포함하고,

미세 조직으로서, 면적%로, 페라이트: 10% 이하(0%는 제외), 잔류 오스테나이트: 2% 초과 15% 이하, 프레시 마르텐사이트: 5% 미만, 잔부는 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트를 포함하고,

탄화물 전체 원자 대비 Ti, Mo 및 C 원자의 합계 비율이 75%를 초과하는 탄화물의 평균 단위 면적당 개수는 10¹³/m²개 이상인, 냉연강판을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일 측면은,

중량%로, C: 0.20% 이상 0.30% 미만, Si: 1.0~3.0%, Al: 0.01~0.3%, Mn: 2.0~3.0%, Cr: 0.001~0.5%, Mo: 0.08~0.32%, B: 0.0001~0.0050%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.08~0.25%, P: 0.04% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불술문을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;

상기 재가열된 슬라브를 830~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;

상기 열연강판을 400~550℃에서 권취하는 단계;

상기 권취된 열연강판을 550~650℃ 범위의 온도에서 5~15시간 동안 유지하는 열처리하는 단계;

상기 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;

상기 냉연강판을 830~900℃의 온도에서 연속소둔하는 단계;

상기 연속소둔된 냉연강판을 500~700℃의 1차 냉각종료온도까지 10℃/s 미만의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;

상기 1차 냉각된 냉연강판을 150~350℃의 2차 냉각종료온도까지 10℃/s이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및

상기 2차 냉각된 냉연강판을 200~400℃ 범위로 재가열한 후 200~400℃ 범위의 온도에서 300~1,000초 동안 유지하는 단계;를 포함하는, 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.

본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.

도 1은 발명예 1로부터 얻어진 시편에 대해 관찰한 Ti-Mo계 석출물을 SEM으로 촬영한 사진이다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

한편, 본 명세서에서 사용되는 용어는 특정 실시예를 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 예를 들어, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 또한, 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것이 아니다.

먼저, 본 발명 냉연강판의 합금조성에 대해서 설명한다. 하기에서 언급되는 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.20% 이상 0.30% 미만

탄소(C)는 고용강화 및 석출강화를 통해 강재의 강도를 확보하는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.20% 미만이면 1.5GPa급의 인장강도(TS)를 확보하기 어렵다. 반면, 상기 C의 함량이 0.30% 이상인 경우 아크 용접성 및 레이저 용접성이 나빠지고, 조대한 탄화물 형성에 따른 균열 발생 위험성이 커진다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.20%이상 0.30%미만의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.22%인 것이 보다 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.28%인 것이 보다 바람직하고, 0.26%인 것이 보다 더 바람직하다.

Si: 1.0~3.0%

규소(Si)는 세멘타이트의 석출을 저해함으로써 잔류 오스테나이트 분율과 연신율을 높이는 작용을 하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강의 핵심 원소이다. 상기 Si의 함량이 1.0% 미만이 되면 잔류 오스테나이트가 거의 남지 않게 되어 연신율이 너무 낮아지게 되며, 반면 상기 Si의 함량이 3.0%를 초과하는 경우 LME 균열의 형성에 따른 용접부 물성 악화를 막을 수 없게 되고, 강재의 표면 특성 및 도금성이 나빠지게 된다. 따라서, 상기 Si의 함량은 1.0~3.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 Si 함량의 하한은 1.48%일 수 있고, 혹은 상기 Si 함량의 상한은 2.23%일 수 있다.

Al: 0.01~0.3%

알루미늄(Al)은 강재의 탈산을 위해 포함되는 원소일 뿐만 아니라, 세멘타이트의 석출을 억제하여 잔류 오스테나이트를 안정화하는데 효과가 있는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.01% 미만이면 강재의 탈산이 충분히 이루어지지 않고, 강재의 청정성을 해치게 된다. 반면, 상기 Al의 함량이 0.3%를 초과하는 경우 강재의 주조성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 Al 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 상기 Al 함량의 상한은 0.092%일 수 있다.

Mn: 2.0~3.0%

망간(Mn)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 2.0% 미만일 경우 강도를 확보하기 어려워지며, 반면에 그 함량이 3.0%를 초과하는 경우 상변태 속도가 느려져 지나치게 많은 프레시 마르텐사이트가 형성되어 우수한 성형성을 얻기 어려워진다. 또한, Mn의 편석에 의해 밴드 조직이 형성되어 소재의 재질 균일성과 성형성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 2.0~3.0%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.

Cr: 0.001~0.5%

크롬(Cr)은 강도와 경화능을 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. Mn이 단독으로 첨가되는 경우 본 발명의 Mn 함량 범위를 초과하여 아주 많은 양의 Mn이 첨가되어야 하는데, 상기 Cr을 0.001% 이상 첨가함으로써 이러한 문제점을 해소할 수 있다. 상기 Cr의 함량이 0.5%를 초과하는 경우 국부부식성이 나빠지고 표면에 산화물을 형성하여 인산염처리성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.001~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 Cr 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 상기 Cr 함량의 상한은 0.3%인 것이 보다 바람직하다.

Mo: 0.08~0.32%

몰리브덴(Mo)은 강도와 경화능을 확보하기 위해 첨가되는 원소로서, Ti과 함께 첨가될 경우 Ti과 함께 탄화물을 구성하게 된다. 이러한 탄화물 형성에 따른 조직강화 효과를 얻기 위해서는 상기 Mo의 함량은 0.08% 이상 첨가되어야 하며, 다만 고가의 원소로서 강판의 경제성이 나빠지고 상변태를 너무 지연시켜 프레시 마르텐사이트 형성을 유발할 수 있으므로 상기 Mo의 함량은 0.32%를 초과하지 않는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 Mo 함량의 하한은 0.132%일 수 있고, 혹은 상기 Mo 함량의 상한은 0.27%인 것이 보다 바람직하고, 0.22%인 것이 보다 더 바람직하다.

B: 0.0001~0.0050%

보론(B)은 경화능을 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. Mn이 단독으로 첨가되는 경우 본 발명의 Mn 함량 범위를 초과하여 아주 많은 양의 Mn이 첨가되어야 하는데, 상기 B을 0.0001% 이상 첨가함으로써 이러한 문제점을 해소할 수 있다. 하지만 상기 B의 함량이 0.0050%를 초과하는 경우 결정립 경계에 보론계 탄화물을 형성하여 오히려 경화능을 해치게 된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0001~0.0050%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 B 함량의 하한은 0.0005%일 수 있고, 혹은 상기 B 함량의 상한은 0.0025%인 것이 보다 바람직하다.

Nb: 0.001~0.05%

니오비움(Nb)은 강판의 강도를 확보하고 조직을 미세화하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Nb을 0.001% 미만 첨가하는 경우 강도향상 및 조직 미세화 효과를 얻기 어려우며, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하는 경우 국부적인 결정립 고정에 의해 재결정이 지연되어 조직의 균일성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 Nb 함량의 하한은 0.002%일 수 있고, 혹은 상기 Nb 함량의 상한은 0.03%인 것이 보다 바람직하다.

Ti: 0.08~0.25%

타이타늄(Ti)은 강판의 강도를 확보하고 조직을 미세화하기 위해 첨가되는 원소이다. 또한 본 발명에서는 0.08% 이상 첨가를 통해 탄화물을 형성하게 하는 주요 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.25%를 초과하는 경우 TiN 과다 형성에 의해 주조성을 해치게 되고 과다한 탄화물 형성으로 강재의 충격특성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.08~0.25%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 Ti 함량의 하한은 0.096%일 수 있고, 혹은 상기 Ti 함량의 상한은 0.22%인 것이 보다 바람직하다.

P: 0.04% 이하(0%는 제외)

인(P)은 강 중에서 불순물로 존재하며 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하지만, 강재의 강도를 높이기 위해 고의적으로 첨가하기도 한다. 하지만, 상기 P가 과다하게 첨가될 경우 강재의 인성이 악화되므로, 본 발명에서는 이를 방지하기 위해 그 상한을 0.04%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 P의 함량은 0.015% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.010% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.007% 이하인 것이 가장 바람직하다.

S: 0.01% 이하(0%는 제외)

황(S)은 상기 P 와 마찬가지로 강 중에서 불순물로 존재하며 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 또한, 상기 S는 강재의 연성과 충격특성을 나쁘게 하기 때문에 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 S의 함량은 0.005% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.003% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0015% 이하인 것이 가장 바람직하다.

N: 0.01% 이하(0%는 제외)

본 발명에서 질소(N)는 불순물로서 강재에 포함되며, 그 상한은 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 N의 함량은 0.007% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.005% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.003% 이하인 것이 가장 바람직하다.

상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.

한편, 본 발명의 일 실시형태에 따른 냉연강판은 중량%로, Cu: 0.1% 이하 및 Ni: 0.1% 이하로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

Cu: 0.1% 이하, Ni: 0.1% 이하

상기 구리(Cu) 및 니켈(Ni) 은 강재의 강도를 높이는 원소이다. 다만, 상기 원소들은 강재의 강도와 경화능을 높이는 원소이지만, 지나치게 많은 양을 첨가할 경우 목표하는 강도 등급을 초과할 수 있고, 고가의 원소이기 때문에 경제적인 측면에서 그 상한을 각각 앞서 언급한 바와 같은 수준으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Cu 및 Ni은 고용강화원소로서 작용하기 때문에 0.03% 미만으로 첨가하는 경우 고용강화 효과가 미미할 수 있으므로, 각각 0.03% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

더하여, 본 발명의 일 실시형태에 따른 냉연강판은 중량%로, V: 0.05% 이하(0%는 제외)를 추가로 포함할 수 있다.

V: 0.05% 이하(0%는 제외)

바나듐(V)은 미량의 첨가로도 강재의 강도를 높일 수 있으나, 연신율 향상에는 그 작용이 크지 않으므로, 그 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 V의 함량은 0.04%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.03%이하인 것이 보다 더 바람직하다.

본 발명의 일 실시형태에 따른 냉연강판의 미세조직은, 면적%로, 페라이트: 10% 이하(0%는 제외), 잔류 오스테나이트: 2% 초과 15% 이하, 프레시 마르텐사이트: 5% 미만, 잔부는 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트를 포함한다.

본 발명의 냉연강판은 인장강도(TS) 1470MPa 이상에서 뛰어난 성형성을 확보하는 것이 목적으로서, 특히 높은 국부 성형성을 얻기 위해서는 강판을 구성하는 미세조직 상간의 경도차를 줄여야 한다. 상기 페라이트 분율이 10%를 초과하게 될 경우에는 항복강도가 낮아지고 구멍확장성 등 성형성이 나빠지게 된다.

잔류 오스테나이트(Retained Austenite)는 TRIP 효과를 통해 강재의 연신율을 높이는 조직으로서 그 분율이 높을수록 높은 연신율을 얻을 수 있으며, 필요한 수준의 연신율을 얻기 위해 잔류 오스테나이트의 분율은 2%를 초과하는 것이 바람직하다. 다만, 15%를 초과하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 높은 온도에서 상변태를 얻어야 하고, 1470MPa 이상의 높은 강도를 얻을 수 없게 된다.

프레시 마르텐사이트 상은 최종 냉각 중에 형성되고 강도 기여는 높으나 템퍼링이 되지 않은 상태로서 성형성을 크게 해치기 때문에, 본 발명의 높은 연신율을 얻기 위해서는 그 분율이 5% 이상이 되지 않도록 제어되어야 한다.

상기의 조직을 제외한 본 발명 강판의 나머지 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트로 얻는다.

한편, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 미세조직은, 면적%로, 페라이트: 1.7~10%, 잔류 오스테나이트: 3~15%, 프레시 마르텐사이트: 1.0~4.5% 및 잔부는 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트를 포함할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 냉연강판은, 탄화물 전체 원자 대비 Ti, Mo 및 C 원자의 합계 비율이 75%를 초과(예를 들어, 75% 초과 100% 이하이거나, 혹은 75.1% 이상 100% 이하)하는 탄화물의 평균 단위 면적당 개수는 10¹³/m²개 이상일 수 있다. 본 발명에 따른 냉연강판은 각각 0.08% 이상의 Ti 및 Mo를 첨가하고, 탄소 함량이 0.2% 이상 0.3% 미만의 수준으로 높음에 따라 소둔 중에 Ti-Mo계 탄화물이 형성된다. 이러한 탄화물은 그 크기가 10~25㎚로 작은 것과 100~200㎚ 수준으로 큰 입자들이 혼재되어 있는데, 큰 입자들은 열연 및 열연재 열처리 공정을 거치면서 먼저 형성된 것들이고, 작은 입자들은 주로 소둔 중에 형성된 것이다. 인장 재질과 미세조직 관찰결과의 비교를 통해 10㎚ 이상(혹은, 10~200㎚ 범위)의 크기인 전체 탄화물 원자 대비 Ti, Mo 및 C의 원자의 합계 비율이 75%를 초과하는 탄화물의 평균 단위 면적당 개수가 최소한 10¹³/m²개 이상일 때에, 해당 소재의 TS-El 곱이 향상됨을 알 수 있었다. 이러한 탄화물 입자는 Ti 첨가에 의해 형성되며, TEM에서 EDS로 성분을 분석하면 원자비로서 탄소(C) 및 Ti과 Mo가 주를 이룸을 분명하게 확인할 수 있다. 이 때, 본 명세서에 있어서, 상기 탄화물의 크기는 원상당 직경을 의미한다.

한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 탄화물 전체 원자 대비 Ti, Mo 및 C 원자의 합계 비율이 75%를 초과하는 탄화물의 평균 단위 면적당 개수의 상한은 5Х10¹⁴/m²개일 수 있다.

본 발명의 일 실시형태에 따라 제공되는 냉연강판은 1470㎫ 이상의 인장강도(TS), 1000㎫ 이상의 항복강도(YS), 12% 이상의 연신율(El) 및 25% 이상의 구멍 확장성(HER)을 가짐으로써, 우수한 강도 및 성형성을 동시에 확보할 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 전술한 효과 외에도, 7.5% 이상의 균일 연신율을 추가로 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 우수한 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

우선, 전술한 합금조성을 갖는 슬라브를 재가열한다. 상기 슬라브 재가열 시 재가열 온도는 1150~1250℃인 것이 바람직하다. 상기 슬라브 재가열 온도가 1150℃ 미만이면 다음 단계인 열간압연 수행이 불가능할 수 있으며, 반면 1250℃를 초과하는 경우 슬라브 온도를 높이기 위해 많은 에너지가 불필요하게 소요된다. 따라서, 상기 슬라브 재가열온도는 1150~1250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브 재가열온도 하한은 1170℃인 것이 보다 바람직하고, 1180℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 슬라브 재가열온도 상한은 1230℃인 것이 보다 바람직하고, 1220℃인 것이 보다 더 바람직하다.

이후, 상기 재가열된 슬라브를 830~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열간압연 온도(이하, 'FDT'라고도 함)가 830℃ 미만이면 압연 부하가 크고 형상 불량이 증가하여 생산성이 나빠지게 된다. 반면, 상기 마무리 열간압연 온도가 950℃를 초과하면 지나친 고온 작업에 따른 산화물 증가로 인해 표면 품질이 나빠지게 된다. 따라서, 상기 마무리 열간압연온도는 830~950℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간압연 온도 하한은 880℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 마무리 열간압연 온도 상한은 930℃인 것이 보다 바람직하고, 910℃인 것이 보다 더 바람직하다.

한편, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 마무리 열간압연 후, 후술하는 권취 온도까지 10~100℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 평균 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 열간압연 생산성이 떨어지고 실제 생산 시 냉각능력이 떨어지는 냉각매질을 일부러 채택해야 하는 단점이 있을 수 있다. 또한, 상기 평균 냉각속도가 100℃/s를 초과하는 경우에는 강판 내부의 온도 편차가 균일하지 않게 되어, 형상이 나빠지고 지나치게 강판의 강도가 높아질 우려가 있으므로, 상기 평균 냉각속도는 10~100℃/s의 범위를 가지는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 열간압연 후 평균 냉각속도의 하한은 30℃/s일 수 있고, 혹은 상기 열간압연 후 평균 냉각속도의 상한은 80℃/s일 수 있다.

이후, 상기 열연강판을 400~550℃에서 권취한다. 상기 권취 온도(이하, 'CT'라고도 함)가 550℃를 초과하게 되면 조대한 열연 내부산화가 초래되고, 표면특성이 나빠지는 단점이 있으며, Ti-Mo계 석출물이 FDT 온도로부터의 냉각 중에 조대하게 석출되어 최종 250nm 이상의 크기를 갖는 경우가 많아지고 그 석출경화 효과가 줄어들게 된다. 상기 권취온도가 400℃ 미만인 경우에는 천이비등역에 해당하여 권취온도의 제어성이 나빠지고 강판 형상이 열위해지는 단점이 있다. 상기 권취온도 하한은 440℃인 것이 보다 바람직하고, 480℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도 상한은 530℃인 것이 보다 바람직하고, 520℃인 것이 보다 더 바람직하다.

이후, 상기 권취된 열연강판을 550~650℃의 온도 범위에서 5~15시간 동안 유지하는 열처리를 실시한다. 열처리는 코일 1개 내지 3개까지 한번에 장입이 가능한 배치 형태의 로를 사용하며, 승온은 상온으로부터의 평균 승온속도 1 ℃/sec 이하의 속도로 느리게 하며, 냉각은 공냉과 로냉을 택하여 실시할 수 있으며 상온까지의 평균 냉각속도는 1 ℃/sec 미만으로 느리게 냉각된다.

상기 열연강판의 열처리 온도가 550℃ 미만이면, 열연강판의 열처리 후 강도가 지나치게 높고 최종 Ti-Mo계 탄화물의 석출량이 부족할 수 있으며, 열처리 온도가 650℃를 초과하게 되면, 소재의 표면특성이 나빠지고 Ti-Mo계 석출물 크기가 250nm 이상으로 조대화하게 된다. 혹은, 상기 열연강판의 열처리 온도의 하한은 580℃일 수 있고, 혹은 상기 열연강판의 열처리 온도의 상한은 620℃일 수 있다.

또한, 550~650℃ 범위에서의 유지 시간이 5시간 보다 짧으면, 열연강판의 열처리 후 강도가 지나치게 높고 최종 Ti-Mo계 탄화물의 석출량이 부족할 수 있으며 코일 내 온도 편차가 너무 커져서 재질편차 또한 증가하게 된다. 반대로 유지 시간이 15시간을 초과하게 되면 소재의 표면특성이 나빠지고 Ti-Mo계 석출물이 조대화할 수 있다. 혹은, 상기 550~650℃ 범위에서의 유지 시간의 하한은 12시간일 수 있고, 혹은 550~650℃ 범위에서의 유지 시간의 상한은 14시간일 수 있다.

이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 상기 냉간압연시, 냉간 압하율은 30~60%일 수 있다. 상기 냉간 압하율이 30% 미만이면 목표로 하는 두께 정밀도를 확보하기 어려울 뿐만 아니라 강판의 형상 교정이 어려워질 수 있다. 반면에 냉간 압하율이 60%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에 크랙이 발생할 가능성이 높아지게 되고, 냉간압연 부하가 지나치게 커질 수 있다. 따라서 상기 냉간 압하율은 30~60%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 혹은, 상기 냉간 압하율의 하한은 33%일 수 있고, 혹은 상기 냉간 압하율의 상한은 55%일 수 있다.

이후, 상기 냉연강판을 830~900℃ 범위에서 연속 소둔한다. 상기 연속소둔 단계는 오스테나이트 단상역까지 강판을 가열함으로써 100%에 가까운 오스테나이트를 형성하여 이후 상변태에 이용하기 위함이다. 만일 상기 연속소둔 온도(이하, 'SS'라고도 함)가 830℃ 미만이면 충분한 오스테나이트 역변태가 이루어지지 않아 소둔 후 페라이트 상이 10% 이상 형성될 우려가 있다. 반면 상기 연속 소둔 온도가 900℃를 초과하면 표면 품질과 생산성이 저하되고 조대한 오스테나이트가 형성되어 재질이 열화될 수 있다. 혹은, 상기 연속소둔 온도의 하한은 841℃일 수 있고, 혹은 상기 연속소둔 온도의 상한은 877℃일 수 있다.

이후, 상기 연속소둔된 냉연강판을 500~700℃의 1차 냉각종료온도(이하, 'SCS'라고도 함)까지 10℃/s 미만의 평균 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각종료온도는 1차 냉각에서 적용되지 않은 급냉설비가 추가로 적용되어 2차 냉각(급냉)이 개시되는 시점으로 정의할 수 있다. 상기 냉각 공정을 1차 및 2차 냉각으로 나누어 단계적으로 실행하는 경우, 서냉 단계에서 강판의 온도분포를 균일하게 하여 최종적인 온도 및 재질 편차를 감소시킬 수 있다. 상기 1차 냉각종료온도가 500℃ 미만인 경우 연질의 베이나이트 변태가 유발될 우려가 있으며, 실제 설비 길이상 10℃/s 미만의 냉각속도로는 500℃ 아래까지 냉각하기도 어렵다. 상기 1차 냉각종료온도가 700℃를 초과하는 경우 2차 냉각종료온도까지의 냉각량이 커져 강판 형상이 불량해진다. 한편, 상기 1차 냉각속도가 1℃/s 미만인 경우에는 냉각 중에 페라이트 상이 형성되어 고강도강을 얻기 어려우며, 10℃/s를 초과하는 경우에는 2차 냉각에서의 냉각량이 커져 최종적인 온도편차 및 재질편차가 증가하게 된다. 혹은, 상기 1차 냉각종료온도의 하한은 580℃일 수 있고, 혹은 상기 1차 냉각종료온도의 상한은 620℃일 수 있다.

이후, 상기 1차 냉각된 냉연강판을 150~350℃의 2차 냉각종료온도(이하, 'RCS'라고도 함)까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각종료온도는 강판의 Ms 온도 이하가 되도록 하여, 냉각 중에 마르텐사이트 변태가 발생하도록 하며, 이 마르텐사이트는 후공정인 재가열 단계를 거치면서 최종적으로 템퍼드 마르텐사이트 상이 된다. 만약, 상기 2차 냉각종료온도가 150℃ 미만인 경우 마르텐사이트 변태량이 너무 많아 인장강도가 지나치게 높아지고 연신율은 부족해지게 되며, 항복강도 또한 높아져 성형이 어려워진다. 다만 대부분의 조직이 템퍼드 마르텐사이트으로 구성되면 구멍확장성은 높게 유지될 수 있다. 반면, 2차 냉각종료온도가 350℃를 초과하는 경우에는 냉각 중에 마르텐사이트가 충분히 생성되지 않아 충분한 항복강도와 인장강도 및 구멍확장성을 얻기 어렵다. 또한 최종적으로 프레시 마르텐사이트 분율이 높아지게 되면 연신율과 구멍확장성을 크게 해치게 된다. 상기 2차 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 목표하는 2차 냉각종료 온도에 도달하더라도 냉각 중에 상부 베이나이트와 같은 고온 상이 혼입되어 목표하는 템퍼드 마르텐사이트 분율과 고강도를 얻을 수 없게 된다. 혹은, 상기 2차 냉각종료온도의 하한은 200℃일 수 있고, 혹은 상기 2차 냉각종료온도의 상한은 325℃일 수 있다.

이후, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 200~400℃까지 가열한 후 200~400℃ 온도 범위에서 300~1000초 범위의 시간 동안 유지한다. 상기 공정을 통해, 잔류 오스테나이트의 안정화에 필요한 상간 탄소분배 및 추가적인 상변태를 얻게 된다. 본 발명에서는 상기 가열구간의 종점온도를 편의상 재가열온도(이하, 'RHS'라고도 함)라고 지칭하며, 유지구간의 종점온도를 편의상 과시효온도(이하, 'OAS'라고도 함)라고 지칭한다. 만약, 상기 RHS 또는 OAS 온도가 200℃ 미만인 경우에는 지나치게 강도가 높아지고 연신율이 나빠지며, 반면, 상기 RHS 및 OAS 온도가 400℃를 초과하는 경우 본 발명강에 해당하는 높은 강도를 얻기 어렵다. 본 발명 강재의 연신율은 잔류 오스테나이트와 연관되는데, 2차 냉각종료온도가 너무 낮아 템퍼드 마르텐사이트 변태가 너무 많이 이루어질 경우 오스테나이트가 잔류할 공간이 절대적으로 부족해질 수 있고, 또한 상기 재가열 단계에서 탄소의 오스테나이트로 내로의 분배가 충분히 이루어지지 못할 경우 오스테나이트의 안정성이 저하되고 12% 이상의 연신율을 얻기가 어렵다.

본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 2차 냉각 이후의 재가열 구간의 종점온도(RHS)는 285~348℃일 수 있다. 이 때, 상기 2차 냉각 이후의 재가열 구간의 종점온도는 전술한 2차 냉각종료온도보다 높음에 유의할 필요가 있다.

또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 2차 냉각 이후의 재가열의 유지 구간의 종점온도(OAS)는 273~342℃일 수 있다. 여기서, 상기 2차 냉각 이후의 재가열의 유지 구간의 종점온도는 전술한 2차 냉각 이후의 재가열 구간의 종점온도보다 낮음에 유의할 필요가 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허 청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 합금조성(중량%)을 갖는 슬라브를 준비한 뒤, 1180~1220℃에서 재가열하고, 하기 표 2에 기재된 조건으로 열연, 권취, 소둔, 1차 냉각, 2차 냉각, 재가열 및 유지 공정을 행하여 냉연강판을 제조하였다. 이 때, 마무리 열간압연 후 평균 냉각속도는 30~50℃/s, 냉간 압하율은 33~55%이었고, 상기 1차 냉각의 평균 냉각속도는 4.5~6.5℃/s이었고, 또한 상기 2차 냉각의 평균 냉각속도는 20~40℃/s이었다. 또한, 상기 유지 공정에서의 유지 시간은 450~700초(s)이었다.

이와 같이 제조된 강판의 인장특성 평가 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 인장강도(TS), 항복강도(YS), 그리고 총연신율(t-El)은 압연 직각방향으로의 인장시험을 통하여 측정하였다. 총연신율(t-El)은 다시 인장강도에 도달하기까지의 균일연신율(u-El)과 이후 최종 파단까지의 국부연신율(p-El)로 구분하였다. 인장시험에는 KS B0801 규격의 5호 인장시험편을 사용하였으며, 표점거리(Gauge Length)는 50mm이고, 인장시험부의 폭은 25mm이다. 인장시험시 연신율은 시편이 연신된 양을 초기 표점거리(50mm)로 나누어서 구하는 소위 공칭변형율로 측정하였으며, 시편의 파단이 일어날 때 까지의 총 공칭변형율을 총연신율(t-El)이라 한다. 강도(Stength)는 인장시험 중에 측정되는 하중을 시편의 초기 단면으로 나누어서 구하는 소위 공칭응력으로 측정하였으며, 이러한 공칭응력이 최대값에 이르렀을 때의 응력 값을 인장강도(TS, Tensile Strength)라 한다. 여기서 다시 균일 연신율(u-El)은 공칭응력이 인장강도(TS)에 이르렀을 때의 공칭변형율 값을 의미하며, 국부 연신율(p-El)은 인장강도에 도달한 다음부터 최종 파단이 일어나기까지의 공칭 변형량을 의미한다. 즉, 총 연신율은 균일 연신율과 국부 연신율의 합으로 이루어진다.

구멍 확장성(HER)은 ISO 16630 기준에 준하여 측정하였다. 먼저 한 변의 길이가 120mm인 정사각형 시편을 준비하였다. 이후 중앙부에 10mm(Do) 크기의 홀을 펀칭으로 뚫되, 이 때의 clearance는 12%로 설정하였다. 이후 펀칭된 홀을 60^o 각도의 콘 형태의 펀치로 밀어올려 전 두께를 관통하는 크랙이 형성될 때까지 홀을 확장시켰다. 두께관통 크랙이 발생했을 때의 확장된 홀 직경을 Df라 하면, 구멍 확장성(Hole Expansion Ratio) 값은 다음 식으로 구해진다.

HER(%) =

또한, 미세조직 분율을 측정한 결과를 표 3에 함께 나타내었다. 미세조직 분율은 주사전자현미경(SEM) 사진으로부터 Point Counting 방법으로 측정하였고, 잔류 오스테나이트의 분율은 XRD로 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.

또한, 전술한 방법으로 제조된 냉연강판에 대하여 5개 시험편을 제조한 후, 각 시험편에서의 크기 10~200㎚ 범위인 탄화물 전체 원자 대비 Ti, Mo 및 C 원자의 합계 비율이 75%를 초과하는 탄화물의 단위 면적당 개수(개/m²)를 TEM 관찰을 통해 측정한 후 평균값을 구하여 하기 표 3에 D 로 나타내었다.

강종	C	Si	Mn	Al	Mo	Ti	B	Cr	Nb	P	S	N
A	0.188	0.482	2.59	0.018	0.102	0.018	0.0022	0.01	0.019	0.0085	0.0018	0.0053
B	0.193	0.964	2.59	0.021	0.03	0.023	0.0022	0.02	0.003	0.0065	0.0019	0.0029
C	0.197	1.370	2.65	0.025	0.109	0.022	0.0024	0.11	0.018	0.0112	0.0008	0.0043
D	0.193	1.911	2.61	0.045	0.109	0.021	0.0023	0.05	0.020	0.0099	0.0025	0.0050
E	0.245	0.515	2.47	0.013	0.106	0.017	0.0019	0.03	0.018	0.0072	0.0018	0.0028
F	0.243	0.962	2.50	0.024	0.210	0.019	0.0019	0.16	0.002	0.0053	0.0022	0.0028
G	0.240	1.912	2.47	0.023	0.01	0.021	0.0020	0.01	0.018	0.0085	0.0012	0.0030
H	0.237	1.911	2.57	0.039	0.103	0.023	0.0024	0.02	0.001	0.0083	0.0023	0.0044
I	0.290	2.011	2.70	0.161	0.150	0.021	0.0002	0.22	0.021	0.0062	0.0013	0.0035
J	0.249	1.93	2.59	0.0438	0.210	0.0962	0.0021	0.01	0.002	0.0065	0.0031	0.0044
K	0.24	2.23	2.57	0.092	0.132	0.096	0.0021	0.02	0.012	0.0082	0.0011	0.0021
L	0.24	1.48	2.56	0.088	0.208	0.102	0.0018	0.01	0.003	0.0080	0.0009	0.0033
M	0.25	1.56	2.72	0.032	0.01	0.110	0.0022	0.32	0.021	0.0077	0.0032	0.0052

구분	강종	열연 두께 [mm]	냉연 두께 [mm]	압하율 [%]	FDT [℃]	CT [℃]	열처리로 조건	SS [℃]	SCS [℃]	RCS [℃]	RHS [℃]	OAS [℃]
비교예 1	A	3.5	2.0	43%	902	525	630℃ 9hr	831	612	155	203	212
비교예 2	B	3.3	1.6	52%	927	523	630℃ 10hr	823	598	202	251	243
비교예 3	C	2.5	1.2	52%	933	497	620℃ 12hr	819	562	199	249	232
비교예 4	D	2	1.1	45%	895	542	610℃ 13hr	823	548	196	248	222
비교예 5	E	2	1.0	50%	872	488	560℃ 12hr	810	667	204	252	253
비교예 6	F	2	0.9	55%	866	432	580℃ 11hr	825	668	202	302	311
비교예 7	G	2.1	1.2	43%	851	512	570℃ 12hr	833	612	245	298	279
비교예 8	H	2.3	1.4	39%	899	475	610℃ 10hr	841	623	248	296	272
비교예 9	I	2.5	1.6	36%	902	433	600℃ 15hr	825	574	252	352	312
비교예 10	B	2.4	1.2	50%	913	412	580℃ 12hr	782	589	152	211	206
발명예 1	J	2.5	1.3	48%	897	452	610℃ 14hr	841	592	302	323	312
발명예 2	J	2.1	1.2	43%	886	442	590℃ 12hr	866	612	248	348	342
발명예 3	K	2.6	1.4	46%	902	505	590℃ 13hr	853	602	225	285	273
발명예 4	L	2.9	1.5	48%	917	515	600℃ 13hr	877	598	252	305	297
비교예11	M	2.1	1.1	45%	933	521	570℃ 13hr	863	605	152	202	206
비교예 12	L	2.6	1.3	50%	875	652	670℃ 12hr	868	602	235	303	299

		특성					미세조직 분율 [면적%]
구분	강종	YS [MPa]	TS [MPa]	총 연신율 (t-El) [%]	HER [%]	균일 연신율 (U-El) [%]	F	TM+B	FM	잔류 γ	D* [개/m²]
비교예1	A	1083	1509	8.7	38%	5.1	3.0	90.8	4.2	2.0	-
비교예2	B	1108	1504	10.1	41%	5.4	2.5	91.6	3.8	2.1	-
비교예3	C	1057	1525	9.3	30%	5.2	4.8	90.1	2.7	2.4	-
비교예4	D	1105	1531	10.1	24%	5.6	3.5	90.9	3.3	2.3	-
비교예5	E	1075	1539	8.9	33%	5.6	2.1	93.5	2.5	1.9	-
비교예6	F	1219	1501	9.2	28%	5.0	6.5	84.8	3.7	5.0	-
비교예7	G	1055	1483	11.6	27%	6.6	1.5	83.7	3.3	11.5	-
비교예8	H	1114	1513	10.9	24%	6.4	0.6	90.5	2.2	6.7	-
비교예9	I	1137	1507	11.9	26%	6.6	1.7	87.2	3.3	7.8	-
비교예10	B	819	1536	9.8	29%	5.5	25.6	71.7	2.1	0.6	-
발명예 1	J	1066	1502	13.5	33%	8.5	2.3	82.7	4.5	10.5	7.3×10¹³
발명예 2	J	1235	1513	14.1	28%	8.9	3.1	79.9	3.7	13.3	1.1×10¹⁴
발명예 3	K	1099	1507	12.2	29%	8.0	1.7	85.2	2.8	10.3	2.2×10¹³
발명예 4	L	1152	1493	12.7	31%	8.2	2.1	83.2	3.5	11.2	4.3×10¹³
비교예11	M	1052	1497	10.4	24%	6.2	2.2	91.9	2.7	3.2	4.7×10¹²
비교예12	L	1108	1448	11.7	24%	6.7	3.1	86.3	3.4	7.2	7.7×10¹²

(F: 페라이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트, B: 베이나이트, FM: 프레시 마르텐사이트, 잔류 γ: 잔류 오스테나이트)

(D*: 탄화물 전체 원자 대비 Ti, Mo 및 C 원자의 합계 비율이 75%를 초과하는 탄화물의 평균 단위 면적당 개수)

상기 표 1~4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1 내지 4는 본 발명의 Ti, Mo 첨가 범위를 만족하고 상분율 또한 만족함에 따라 1000㎫ 이상의 항복강도(YS), 1470㎫ 이상의 인장강도(TS), 12% 이상의 연신율(El) 및 구멍 확장성(HER) 25% 이상을 나타내었다.

특히, 발명예 1로부터 얻어진 시편에 대해 관찰한 Ti-Mo계 석출물을 SEM으로 촬영한 사진을 도 1에 나타내었다.

반면, 강종 A 내지 I를 이용하여 제조된 비교예 1 내지 9는, 본 발명이 제안하는 Si 하한과 Ti 및 Mo의 첨가량 하한을 만족하지 못함에 따라, 그 밖의 제조조건 및 상분율 조건을 모두 만족함에도, 1000㎫ 이상의 항복강도, 그리고 1470㎫ 이상의 인장강도을 달성하더라도 연신율이 12%에 미치지 못하거나, 구멍 확장성(HER)이 25% 이상을 충족하지 못함을 알 수 있다.

또한, 페라이트 상분율이 10%를 초과한 비교예 10의 경우 항복강도가 1000㎫에 미치지 못함을 알 수 있다.

또한, 비교예 12의 경우, 본 발명의 성분 범위를 만족하지만 권취온도가 높고 열처리 온도가 높아 250nm 이상의 조대한 Ti-Mo계 탄화물로 Ti와 Mo가 다량 소모되었고, 요구되는 재질이 얻어지지 못하였다.

Claims

중량%로, C: 0.20% 이상 0.30% 미만, Si: 1.0~3.0%, Al: 0.01~0.3%, Mn: 2.0~3.0%, Cr: 0.001~0.5%, Mo: 0.08~0.32%, B: 0.0001~0.0050%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.08~0.25%, P: 0.04% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불술문을 포함하고,
미세 조직으로서, 면적%로, 페라이트: 10% 이하(0%는 제외), 잔류 오스테나이트: 2% 초과 15% 이하, 프레시 마르텐사이트: 5% 미만, 잔부는 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트를 포함하고,
탄화물 전체 원자 대비 Ti, Mo 및 C 원자의 합계 비율이 75%를 초과하는 탄화물의 평균 단위 면적당 개수는 10¹³/m²개 이상인, 냉연강판.
제 1 항에 있어서,
상기 탄화물 전체 원자 대비 Ti, Mo 및 C 원자의 합계 비율이 75%를 초과하는 탄화물의 크기는 10~200㎚인, 냉연강판.
제 1 항에 있어서,
항복강도가 1000MPa 이상인, 냉연강판.
제 1 항에 있어서,
인장강도가 1470MPa 이상인, 냉연강판.
제 1 항에 있어서,
연신율이 12% 이상인, 냉연강판.
제 1 항에 있어서,
구멍 확장성(HER)이 25% 이상인, 냉연강판.
중량%로, C: 0.20% 이상 0.30% 미만, Si: 1.0~3.0%, Al: 0.01~0.3%, Mn: 2.0~3.0%, Cr: 0.001~0.5%, Mo: 0.08~0.32%, B: 0.0001~0.0050%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.08~0.25%, P: 0.04% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불술문을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 830~950℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 400~550℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 550~650℃ 범위의 온도에서 5~15시간 동안 유지하는 열처리하는 단계;
상기 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 830~900℃의 온도에서 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔된 냉연강판을 500~700℃의 1차 냉각종료온도까지 10℃/s 미만의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 냉연강판을 150~350℃의 2차 냉각종료온도까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각된 냉연강판을 200~400℃ 범위로 재가열한 후 200~400℃ 범위의 온도에서 300~1,000초 동안 유지하는 단계;를 포함하는, 냉연강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서,
상기 슬라브의 재가열 시, 재가열 온도는 1150~1250℃인, 냉연강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서,
상기 냉간압연 시, 냉간압하율은 30~60%인, 냉연강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서,
상기 마무리 열간압연 후, 권취 온도까지 10~100℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하는, 냉연강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서,
상기 유지하는 단계에 있어서, 상기 2차 냉각 이후의 재가열 구간의 종점온도는 285~348℃인, 냉연강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서,
상기 유지하는 단계에 있어서, 상기 2차 냉각 이후의 재가열의 유지 구간의 종점온도는 273~342℃인, 냉연강판의 제조방법.