WO2017105025A1 - 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet used in automobile steel plates and the like, and more particularly, to an ultra-high strength steel sheet excellent in chemical conversion processability and bending workability and a method of manufacturing the same.
  • transformational reinforced steels have been developed by utilizing the metamorphic structure to improve the strength and ductility, and such transformational steels include dual phase steel (DP steel) and complex phase steel (CP steel). And transformation induced plasticity steel (TRIP steel).
  • DP steel dual phase steel
  • CP steel complex phase steel
  • TRIP steel transformation induced plasticity steel
  • the DP steel of the transformation tempered steel is a steel grade to secure high strength and ductility by dispersing the hard martensite homogeneously in soft ferrite
  • CP steel includes ferrite, martensite, bainite two-phase or three-phase
  • It is a steel grade containing precipitation hardening elements such as Ti and Nb for strength improvement.
  • TRIP steel is a type of steel that secures strength and ductility by causing martensite transformation by processing fine homogeneously dispersed residual austenite at room temperature.
  • Patent document 1 is mentioned as a typical technique of the said TRIP steel, This technique relates to the method of manufacturing the steel plate excellent in moldability by controlling the amount of residual austenite of a steel plate.
  • Patent Document 2 proposes a method for producing a high strength steel sheet having good press formability by controlling the microstructure of the alloy component and the steel sheet, Patent Document 3 contains 5% or more of retained austenite, in particular workability This excellent steel sheet is presented.
  • TRIP steels according to the above technique have the effect of improving the elongation by increasing the fraction of retained austenite, it is difficult to use in stressed areas or parts due to the disadvantages of delayed fracture properties. As a high content of carbon is required to secure the residual austenite fraction, there is a problem that the weldability is lowered.
  • CP steel utilizing both metamorphic structure and precipitates.
  • CP steel also has the disadvantage that the change in ductility and bending workability is large depending on the composition ratio of the phases composed of phases, and until now, sufficient review of proper phase fraction and manufacturing range has not been carried out, which necessitates the need for research and development. There is a situation.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1994-145892
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2704350
  • Patent Document 3 Japanese Patent Publication No. 3317303
  • One aspect of the present invention is to provide an excellent ultra-high strength steel sheet and a method of manufacturing the same as well as ensuring excellent ductility and bendability from the optimization of alloy composition and manufacturing conditions.
  • Equation 1 The Ti and N satisfy the following Equation 1, the Mn, Si and Cr satisfy the following Equation 2, the content of Mn, Si and Cr in the surface layer (up to 0.1 ⁇ m thickness direction from the surface) satisfies the following Equation 3: It provides an ultra high strength steel sheet excellent in chemical conversion treatment and bending workability.
  • the step of preparing a steel material that satisfies the above-described component composition and component relationship Hot rolling and cold rolling the steel to produce a cold rolled steel sheet; Annealing the cold rolled steel sheet at 770 ° C. to 850 ° C .; Quenching and maintaining the annealing heat treated cold rolled steel sheet in a range of Ms (martensite transformation start temperature) to Bs (bainite transformation start temperature); Cooling at a rate of 10 ⁇ 50 °C / min after the holding and removing the surface oxide of the cold rolled steel sheet after the cooling,
  • Ms martensite transformation start temperature
  • Bs bainite transformation start temperature
  • the holding step is carried out for a time satisfying the following relational formula 5, and the step of removing the surface oxide is carried out under the condition that satisfies the following relational formula 6, the method of manufacturing a super high strength steel sheet excellent in chemical conversion treatment and bending workability to provide.
  • an ultra-high strength steel sheet having excellent ultra-high tensile strength of 1 GPa or more, being excellent in ductility and bending workability, suitable for press forming, roll forming, and the like, and excellent in chemical conversion treatment.
  • the present inventors made in-depth study to obtain the ultra-high strength steel plate which has the softness and bending processability which are suitable for complex shaping
  • molding such as press molding and roll forming molding, and is excellent in chemical conversion treatment. From the optimization of alloy composition and manufacturing conditions, When securing the tissue fraction suitable for one purpose, it was confirmed that the intended steel sheet can be provided, and came to complete the present invention.
  • the ultra-high strength steel sheet excellent in chemical conversion treatment and bending workability the alloy composition of the weight percent, carbon (C): 0.08 ⁇ 0.2%, silicon (Si): 0.05 ⁇ 1.3%, manganese ( Mn): 2.0 to 3.0%, phosphorus (P): 0.001 to 0.10%, sulfur (S): 0.010% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.1%, chromium (Cr): 0.3 to 1.2%, boron (B ): 0.0010 to 0.0030%, titanium (Ti): 0.01 to 0.05%, nitrogen (N): 0.001 to 0.01%, wherein the Ti and N, and the Mn, Si and Cr are appropriately controlled It is preferable.
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an important element for securing strength in metamorphic steel.
  • C it is preferable to include C at 0.08% or more, and if the content is less than 0.08%, it is impossible to secure the tensile strength of 1 GPa or more. On the other hand, if the content exceeds 0.2%, the ductility and bending workability is lowered, there is a problem that not only the press molding and roll forming moldability is lowered, but also the inferior spot weldability.
  • the content of C in the present invention is preferably limited to 0.08 ⁇ 0.2%.
  • Silicon (Si) is an element which simultaneously improves the strength and elongation of steel materials, and has an effect of suppressing the formation of carbides during ostempering.
  • the content of Si in the present invention is preferably limited to 0.05 ⁇ 1.3%.
  • Manganese (Mn) is an element with a very high solid solution effect.
  • Mn content is less than 2.0%, it is difficult to secure the strength targeted in the present invention.
  • content of Mn exceeds 3.0%, problems such as inferior weldability and an increase in cold rolling load may increase.
  • a large amount of annealing oxide is formed to degrade the chemical conversion treatment.
  • the content of Mn in the present invention is preferably limited to 2.0 ⁇ 3.0%.
  • Phosphorus (P) is an element that has the effect of strengthening steel.
  • the content of P is less than 0.001%, the above-described effects may not be secured, and if P is controlled in the steelmaking process, the production cost is increased, which is not preferable. On the other hand, if the content is excessively more than 0.10%, the press formability may be deteriorated and brittleness of the steel may be generated, which is not preferable.
  • the content of P in the present invention is preferably limited to 0.001 ⁇ 0.10%.
  • S Sulfur
  • S is an impurity element in steel, and thus inhibits ductility, bendability, and weldability of steel, and therefore, it is preferable to minimize the content thereof.
  • Aluminum (Al) is an element that is effective in bonding with oxygen in steel to perform deoxidation during steelmaking and promoting the distribution of carbon to austenite during phase transformation with Si.
  • the content of Al in the present invention is preferably limited to 0.01 ⁇ 0.1%.
  • Chromium (Cr) is a component added to improve the hardenability of steel and to secure high strength.
  • chromium (Cr) is an element effective in inducing the formation of bainite by delaying the transformation of ferrite.
  • the Cr content is less than 0.3%, it is difficult to secure the above-mentioned effect.
  • the content exceeds 1.2%, the above-mentioned effect is not only saturated, but the strength of the hot rolled material is excessively increased, resulting in a load during cold rolling. This increases the manufacturing cost greatly.
  • the annealing oxide is formed during the annealing heat treatment, it is difficult to control during the pickling process, thereby greatly inferring chemical conversion properties.
  • the content of Cr in the present invention is preferably limited to 0.3 ⁇ 1.2%.
  • Boron (B) is an element effective in increasing the fraction of bainite by inhibiting the transformation of austenite into ferrite during cooling during annealing.
  • the content of B in the present invention is preferably limited to 0.0010 ⁇ 0.0030%.
  • Titanium (Ti) is an element added for scavenging of nitrogen (N) present in the steel together with the increase in strength.
  • the content of Ti is less than 0.01%, it is difficult to secure the above-described effects. On the other hand, if the content is more than 0.05%, the effect is not only saturated, but may cause process defects such as nozzle clogging during continuous casting. .
  • the content of Ti in the present invention is preferably limited to 0.01 ⁇ 0.05%.
  • N Nitrogen (N), together with C, is a representative invasive solid solution strengthening element. Since N is generally an element incorporated from the atmosphere, it should be controlled in the steelmaking degassing process.
  • the content of N is less than 0.001%, there is a problem of causing an increase in manufacturing cost as excessive degassing treatment is required, whereas if the content exceeds 0.01%, precipitates such as AlN and TiN are excessively formed to form high temperature ductility. There is a problem of deterioration.
  • the content of N in the present invention is preferably limited to 0.001 ⁇ 0.01%.
  • Ti and N satisfy the component relationship represented by the following relational formula 1 in the alloying elements described above.
  • the ratio of Ti / N is less than 3.4, the amount of Ti added is insufficient compared to the amount of dissolved N, and the strength decrease effect due to the addition of B may be reduced due to the formation of NB by residual N, and the like.
  • the value exceeds 10
  • the denitrification cost increases, and the possibility of causing nozzle clogging in the playing process increases.
  • Mn, Si, and Cr among the alloy elements described above satisfy not only the component relationship surfaced by the following Equation 2, but also the content of Mn, Si and Cr in the steel surface layer (up to 0.1 ⁇ m in the thickness direction from the surface). It is desirable to satisfy.
  • Mn, Si, and Cr refer to the weight content of each element.
  • Mn *, Si *, and Cr * are the average values of the GDS component analysis values from the surface to 0.1 ⁇ m in the thickness direction, respectively. it means.
  • the above-described relations 2 and 3 should be controlled to ensure the chemical conversion treatment of the ultra-high strength steel sheet according to the present invention.
  • the value of the relation 2 is less than 1, very dense Si and Cr oxide layers are formed in the annealing heat treatment process. There is a problem that the removal is not easy even if the final pickling process is intensified.
  • the oxide layer is removed under conditions where the acid concentration and temperature are too high, relatively weak grain boundaries are preferentially eroded, which significantly reduces the bending workability and fatigue characteristics of the steel.
  • the phosphate crystals may be formed as the Si or Cr oxide or the concentrated layer which is poor in chemical conversion treatment remains in the pole surface layer or grain boundary of the steel sheet. There is a problem that hinders the formation of.
  • the value exceeds the Mn / (Si + Cr) ratio the Mn-based oxide formed on the polar surface layer is oxidized at the initial temperature rise in the annealing heat treatment step, and then partially reduced or initially selectively prepared in a reducing atmosphere in the annealing furnace. Since it has not been properly removed in the final pickling process, this also causes a problem in forming a phosphate crystal and inferior in chemical conversion treatment.
  • Ultra high strength steel sheet according to the present invention may further include one or more of Nb, Mo, C and W in the following content, in addition to the above-described alloy components.
  • Niobium (Nb) is a typical precipitation hardening element and is added to increase the strength of steel and to refine grains.
  • Nb is less than 0.01%, it is difficult to secure the above-mentioned effects sufficiently. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, not only the manufacturing cost is excessively increased, but also the precipitates are excessively formed and the ductility is significantly reduced. There is.
  • the content is preferably limited to 0.01 ⁇ 0.05%.
  • Molybdenum (Mo), vanadium (V) and tungsten (W) are elements that play a similar role to the above Nb, and when these contents are less than 0.01%, respectively, it is difficult to sufficiently secure the strength increase and grain refinement effects of the steel, while the content is If the amount exceeds 0.20%, the manufacturing cost may be excessively increased compared to the strength effect.
  • the content is preferably limited to 0.01 to 0.20%, respectively.
  • Nb, Mo, V and W preferably satisfy the following relational formula (4).
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the ultra-high strength steel sheet proposed by the present invention is a microstructure, and preferably includes 30 to 80% of bainite and 20 to 50% martensite, and less than 5% of retained austenite and residual ferrite.
  • the fraction of the retained austenite in the microstructure exceeds 5%, there is a problem that the delayed fracture characteristics are inferior, it is preferable to limit the fraction to 5% or less.
  • the ferrite fraction is not particularly limited, but in order to secure ductility and bendability advantageously, it is preferable to include ferrite at a fraction of 5 to 35%, in which case bainite is contained at a maximum of 75%. can do.
  • the ultra-high strength steel sheet of the present invention having the above-described microstructure has a tensile strength of 1 GPa or more and at the same time (tensile strength (MPa) x elongation (%)) / (R / t) of 5500 (MPa%) And bendability can be secured at the same time excellently.
  • the above value is less than 5500, the bending workability is excellent, but the ductility is low, press molding is not possible, or the ductility is excellent, but the bending workability is inferior, there is a problem that the bent portion cracks during roll forming or foam molding.
  • (R / t) represents bending workability, which is a value obtained by dividing the minimum curvature radius R at which no crack occurs after V-bending the steel plate by the steel plate thickness t (mm).
  • the ultra-high strength steel sheet of the present invention having excellent ductility and bending workability has advantages in that both press molding and roll forming molding are possible.
  • the ultra high strength steel sheet of the present invention may be a cold rolled steel sheet or a hot dip galvanized steel sheet.
  • hot rolling and cold rolling may be performed by a method of manufacturing a conventional ultra high strength steel sheet, and may be, for example, hot rolling and cold rolling conditions in a method of manufacturing CP steel.
  • the present invention is not limited thereto.
  • the temperature during the annealing heat treatment is less than 770 °C ferrite tissue fraction exceeds 40% is difficult to secure the target ultra-high strength, there is a problem that the bending workability is lowered, whereas if the temperature exceeds 850 °C bending workability
  • the amount of surface oxides or thickeners such as Si, Mn, Cr, B, etc., generated during high temperature annealing is greatly increased, and thus the chemical conversion property is inferior as it remains on the surface even after the pickling process. have.
  • the annealing heat treatment is carried out in a reducing atmosphere consisting of hydrogen gas and nitrogen gas in the annealing furnace, wherein the dew point temperature is preferably controlled in the furnace at a condition of -35 ⁇ -50 °C.
  • the dew point temperature exceeds -35 ° C, elements having high oxygen affinity such as Mn, Si, Cr, B, etc. contained in the steel are easily formed into surface oxides or concentrates, and are not easily controlled even after the pickling process. There is a risk of remaining. In addition, there is a fear that it grows after being attached to the roll in the furnace and causes a dent defect.
  • the dew point temperature is less than -50 ° C, manufacturing cost is greatly increased, which is not preferable.
  • the cooling stop temperature range is preferably limited to Ms (martensite transformation start temperature) ⁇ Bs (bainite transformation start temperature), it is preferable to maintain a predetermined time in the temperature range. It is preferable to carry out during the time represented by the following relation 5 during the maintenance.
  • T in the relational formula 5 means the quenching stop temperature (°C)
  • the unit of the value derived therefrom is seconds (sec) .
  • Equation (5) defines bainite transformation time (unit seconds) according to alloy composition and quenching temperature.
  • bainite transformation time unit seconds
  • the relation value is less than 100 seconds
  • bainite transformation starts quickly and the bainite fraction exceeds 80%. It may be formed by.
  • the relation value exceeds 300 seconds
  • the start of bainite transformation is excessively delayed, and it is difficult to secure the bainite fraction to 30% or more, thereby inferior in bending workability.
  • the quenching is performed at a rate of 100 to 600 ° C./min. If the quenching rate is less than 100 ° C./min, the fraction of ferrite and pearlite in the microstructure is increased, and thus the ultra high strength and bending processability of the present invention are aimed at. It cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 600 °C / min, the hard phase is excessively increased, there is a fear that the ductility is lowered, it may cause problems such as poor shape.
  • cooling slow cooling
  • the post-acid pickling step is carried out in a step of washing with water after washing with water and drying in a heated hydrochloric acid solution bath.
  • the post-acid pickling process in the present invention is important to control the temperature of the acid together with the concentration of the acid, specifically the hydrochloric acid concentration can be adjusted according to the composition of the steel alloy, but preferably controlled to 5 to 20%. . If the concentration of hydrochloric acid is less than 5%, there is a possibility that oxides may not be removed properly. If the concentration is more than 20%, acid erosion is rapid and selective erosion of grain boundaries occurs, leading to inferior bending workability and fatigue properties. There is a problem to make.
  • the temperature of the hydrochloric acid is also required to be adjusted according to the steel alloy composition, it is preferable to control to 50 ⁇ 80 °C.
  • the temperature of the hydrochloric acid is less than 50 °C there is a problem that the removal of the oxide is not easy due to the low reactivity, while if the temperature exceeds 80 °C the reactivity is excessively fast to increase the possibility of selective erosion.
  • the concentration of hydrochloric acid and the temperature of hydrochloric acid satisfy relational expression 6 expressed by the relationship with the alloy compositions as follows.
  • Mn, Si, Cr and C means the weight content of each element.
  • the surface oxide of the steel sheet can be easily removed only when the value of the relational expression 6 is 1 or more.
  • the post-acid pickling process is preferably carried out within 5 to 15 seconds, if the pickling time is less than 5 seconds, the pickling is not done completely, while if it exceeds 15 seconds there is a problem that productivity is lowered.
  • the ultra-high strength steel sheet of the present invention in which the surface oxide removal process is completed, has a content of Mn, Si, and Cr in the surface layer (up to 0.1 ⁇ m from the surface in the thickness direction) as described above. Excellent processability can be ensured.
  • the steel slab having the alloy composition shown in Table 1 was hot rolled and cold rolled under ordinary conditions to produce a cold rolled steel sheet, which was then annealed and cooled under the conditions shown in Table 2, followed by a post-acidification process to form each cold rolled steel sheet.
  • Table 1 The steel slab having the alloy composition shown in Table 1 was hot rolled and cold rolled under ordinary conditions to produce a cold rolled steel sheet, which was then annealed and cooled under the conditions shown in Table 2, followed by a post-acidification process to form each cold rolled steel sheet. was prepared.
  • the GDS analysis was calculated as an average value by measuring the concentration of the elements in the depth up to 0.1 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the produced cold-rolled steel sheet.
  • the chemical conversion treatment was evaluated by using a degreasing agent CHEMKLEEN # 177, a surface conditioner Rinse conditioner and four phosphate solutions prepared by Chemfos # 740A, Chemfos # 740R, chemfil Buffer and Accelerator from PPG (Pittsburgh Plate Glass).
  • the passability of chemical conversion was determined by measuring the surface 1000 times by SEM and measuring the occurrence of unattached sites and the amount of phosphate deposits, and whether or not it satisfies 2-3 g / m 2 .
  • the microstructure was taken 3000 times SEM photograph and the area fraction of each phase was measured using an image analyzer (image analyser).
  • the fraction of retained austenite was measured from the peak intensity of austenite using XRD.
  • the tensile test was evaluated at 10 mm / min speed using the JIS No. 5 test piece.
  • Comparative Tables 3, 4, 8, and 9 in Table 1 are shown as Comparative Steel in Table 1, because the manufacturing conditions of Table 2 do not satisfy the present invention.
  • Mn *, Si *, Cr * are mean values of GDS component analysis values from 0.1 ⁇ m to the surface, respectively.
  • YS denotes yield strength
  • TS denotes tensile strength
  • El denotes elongation
  • R / t denotes bendability
  • a property relation shows (tensile strength (MPa) ⁇ elongation (%)) / (R / t).
  • bainite and martensite are formed in an appropriate fraction, in addition to tensile strength of 1 GPa or more, excellent ductility and bending workability (tensile strength (MPa) x elongation (%)) / (R / t) of 5500 or more Was secured.
  • inventive steels according to the present invention are excellent in formability as well as press formability and roll forming formability.
  • Comparative Examples 1 to 9 is a case in which any one or more conditions of the alloy composition and manufacturing conditions deviate from the present invention, it can be confirmed that not all of the physical properties targeted in the present invention.
  • Comparative Examples 1 and 2 are cases where the contents of C and Mn in the alloy composition did not satisfy the present invention, respectively, and could not secure a tensile strength of 1 GPa or more.
  • the alloy composition and the manufacturing conditions proposed in the present invention in particular, only when satisfying all of the equations 1 to 6, having the excellent ultra-high strength, excellent ductility and bending workability as well as the chemical conversion treatment target It is possible to manufacture ultra-high strength steel sheet.

Abstract

본 발명은 자동차용 강판 등으로 사용되는 초고강도 강판에 관한 것으로서, 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.2%, 실리콘(Si): 0.05~1.3%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0.001~0.10%, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 보론(B): 0.0010~0.0030%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 질소(N): 0.001~0.01%,잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti 및 N은 [관계식 1] 3.4≤Ti/N≤10 을 만족하고, 상기 Mn, Si 및 Cr은 [관계식 2] 1.0≤Mn/(Si+Cr)를 만족하며, 표층(표면으로부터 두께방향 0.1㎛까지) 내 Mn, Si 및 Cr의 함량(Mn*, Si* 및 Cr*)이 [관계식 3] 0.7≤Mn*/(Si*+Cr*)≤Mn/(Si+Cr)을 만족하는 화성처리성 및 구멍확장성이 뛰어난 초고강도 강판을 제공한다.

Description

화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차용 강판 등으로 사용되는 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 지구 환경보전을 위한 연비규제와 탑승자의 충돌 안정성 확보를 위하여 초고강도 강재의 사용을 늘려가고 있다. 이러한 초고강도강을 제조하기 위해서는 일반적인 고용강화를 활용한 강재나 석출강화를 이용한 강재만으로 충분한 강도와 연성을 확보하기가 용이하지 않다.
이에, 변태조직을 활용하여 강도 및 연성을 향상시킨 변태강화강이 개발되었으며, 이러한 변태강화강에는 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 DP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 CP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 TRIP강) 등이 있다.
상기 변태강화강 중 DP강은 연질의 페라이트 내에 경질의 마르텐사이트를 미세 균질하게 분산시켜 고강도와 연성을 확보하는 강종이고, CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 Ti, Nb 등의 석출 경화원소를 포함하는 강종이다. TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공함으로써 마르텐사이트 변태를 일으켜 강도와 연성을 확보하는 강종이다.
상기 TRIP강의 대표적인 기술로는 특허문헌 1을 들 수 있는데, 이 기술은 강판의 잔류 오스테나이트 양을 제어하여 성형성이 우수한 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다. 한편, 특허문헌 2에는 합금성분 및 강판의 미세조직을 제어함으로써 프레스 성형성이 양호한 고강도 강판을 제조하는 방법을 제시하고 있으며, 특허문헌 3에는 5% 이상의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 가공성 특히 국부 연신이 우수한 강판을 제시하고 있다.
상술한 기술에 의한 TRIP강들은 잔류 오스테나이트의 분율을 증가시킴으로써 연신율을 향상시키는 효과가 있는 반면, 내지연파괴 특성이 열위한 단점으로 인해 적용분야에 있어서 응력이 걸리는 부위나 부품에는 사용하기 어렵고, 잔류 오스테나이트 분율의 확보를 위해서 높은 함량의 탄소를 요구하게 됨에 따라 용접성까지 저하되는 문제가 있다.
또한, 초고강도 강판의 경우, 상기와 같이 변태조직을 활용함에도 불구하고 충분한 연신율의 확보가 어렵고, 실제 대부분의 가공은 굽힘 가공이나 롤포밍을 통해서 이루어지게 되므로, 이러한 가공시에 발생하는 크랙 등을 억제할 필요가 있으며, 이를 위해서는 굽힘 가공성 또한 동시에 확보되어야만 한다.
굽힘 가공성은 균일한 재질을 가지는 페라이트 단상 강 또는 베이나이트 단상 강에서 매우 우수하지만 페라이트 단상 강으로는 초고강도 강을 얻을 수 없고, 베이나이트 단상 강 역시 1GPa 이상의 초고강도강을 얻기 위해서는 높은 함량으로 탄소를 함유하여야만 한다. 따라서, 베이나이트 단상 강은 연신율이 낮고 용접성 또한 열위하여 현실적으로 사용하기는 어렵다.
이러한 문제를 극복하기 위해서는 변태조직과 석출물을 동시에 활용한 CP강의 개발이 필요하다. 그러나, CP강 또한 구성되는 상(phase)들의 구성비에 따라서 연성과 굽힘가공성의 변화가 크다는 단점이 있으며, 현재까지 적절한 상 분율과 제조범위에 대한 충분한 검토가 이뤄지지 않아, 연구개발의 필요성이 대두되고 있는 실정이다.
한편, 연신율 및 굽힘가공성의 확보 목적에서 Si, Cr 등의 합금원소가 다량 첨가된다. 그런데, Si이나 Cr이 포함된 강의 경우 소둔 과정에서 표층 산화물이 형성되고, 이는 소둔 후 산세 과정에서 제거가 용이하지 않아 최종제품의 화성처리성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 연신율 및 굽힘가공성의 확보와 더불어 화성처리성을 확보할 수 있는 기술 개발이 요구된다.
(특허문헌 1) 일본공개특허공보 제1994-145892호
(특허문헌 2) 일본등록특허공보 제2704350호
(특허문헌 3) 일본등록특허공보 제3317303호
본 발명의 일 측면은, 합금 성분조성 및 제조조건의 최적화로부터 연성 및 굽힘가공성을 우수하게 확보함은 물론이고, 동시에 화성처리성이 우수한 초고강도 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.2%, 실리콘(Si): 0.05~1.3%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0.001~0.10%, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 보론(B): 0.0010~0.0030%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 질소(N): 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 Ti 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Si 및 Cr은 하기 관계식 2를 만족하며, 표층(표면으로부터 두께방향 0.1㎛ 까지) 내 Mn, Si 및 Cr의 함량이 하기 관계식 3을 만족하는 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.
[관계식 1]
3.4 ≤ Ti/N ≤ 10
[관계식 2]
1.0 ≤ Mn/(Si+Cr)
[관계식 3]
0.7 ≤ Mn*/(Si*+Cr*) ≤ Mn/(Si+Cr)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성 및 성분관계를 만족하는 강재를 준비하는 단계; 상기 강재를 열간압연 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 770~850℃에서 소둔 열처리하는 단계; 상기 소둔 열처리된 냉연강판을 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)~Bs(베이나이트 변태개시온도) 범위로 급냉 후 유지하는 단계; 상기 유지 후 10~50℃/min의 속도로 냉각하는 단계 및 상기 냉각 후 냉연강판의 표층 산화물을 제거하는 단계를 포함하고,
상기 유지 단계는 하기 관계식 5를 만족하는 시간 동안 실시하고, 상기 표층 산화물 제거 단계는 하기 관계식 6을 만족하는 조건으로 실시하는 것을 특징으로 하는 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 5]
100 ≤ 4729 + 71C + 25Mn - 16Si + 117Cr - 20.1T + 0.0199T2 ≤ 300
[관계식 6]
(HCl농도 × HCl온도) / (1.33 + Mn + 7.4Si + 0.8Cr) × (47 + 2.1Mn + 13.9Si + 4.3Cr) ≥ 1
본 발명에 의하면, 인장강도 1GPa 이상의 초고강도를 가지면서, 연성 및 굽힘가공성이 우수하여 프레스 성형과 롤포밍 성형 등에 적합할 뿐만 아니라, 화성처리성이 우수한 초고강도 강판을 제공할 수 있다.
본 발명자들은, 프레스 성형, 롤포밍 성형과 같은 복잡한 성형에 적합한 정도의 연성 및 굽힘가공성을 가지면서도 화성처리성이 우수한 초고강도 강판을 얻기 위하여 깊이 연구한 결과, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 상술한 목적에 적합한 조직분율을 확보하는 경우, 의도하는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른, 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판은 그 합금조성이 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.2%, 실리콘(Si): 0.05~1.3%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0.001~0.10%, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 보론(B): 0.0010~0.0030%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 질소(N): 0.001~0.01%를 포함하고, 상기 Ti와 N, 그리고 상기 Mn, Si 및 Cr은 그 성분비가 적절하게 제어되는 것이 바람직하다.
먼저, 이하에서는 본 발명에서 제공하는 초고강도 강판의 합금성분 및 성분관계를 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.08~0.2%
탄소(C)는 변태조직강에서 강도확보를 위해 중요한 원소이다.
이를 위해서는 0.08% 이상으로 C를 포함하는 것이 바람직하며, 만일 그 함량이 0.08% 미만이면 인장강도를 1GPa 이상으로 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 연성과 굽힘가공성이 저하되어 프레스 성형 및 롤 포밍 성형성이 저하될 뿐만 아니라, 점용접성이 열위하게 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.08~0.2%로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.05~1.3%
실리콘(Si)은 강재의 강도 및 연신율을 동시에 향상시키는 원소이며, 오스템퍼링시에 탄화물의 형성을 억제하는 효과가 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.3%를 초과하게 되면 소둔 열처리공정에서 산화물이 다량 발생하여 산세 공정시 산화물 제거가 어려워짐에 따라 화성처리성을 현저히 떨어뜨려 불량을 유발하는 문제가 있다. 또한, 적정 이상분율의 확보를 위해서 승온시켜야 하는 소둔 온도가 높아져 소둔 가열로 부하를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.05~1.3%로 제한함이 바람직하다.
Mn: 2.0~3.0%
망간(Mn)은 고용강화 효과가 매우 큰 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 2.0% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도의 확보가 어려우며, 반면 3.0%를 초과하게 되면 용접성이 열위하고, 냉간압연 부하가 증가하는 등의 문제가 발생될 가능성이 높아진다. 또한, 다량의 소둔 산화물이 형성되어 화성처리성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 2.0~3.0%로 제한함이 바람직하다.
P: 0.001~0.10%
인(P)은 강을 강화시키는 효과가 있는 원소이다.
이러한 P의 함량이 0.001% 미만이면 상술한 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라, 제강공정에서 P을 극소로 제어하는 경우 제조비용의 상승을 유발하므로 바람직하지 못하다. 반면, 그 함량이 과다하여 0.10%를 초과하게 되면 프레스 성형성이 열화하고, 강의 취성을 발생시킬 수 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서 P의 함량은 0.001~0.10%로 제한함이 바람직하다.
S: 0.010% 이하
황(S)은 강 중 불순물 원소로서, 강의 연성, 굽힘가공성 및 용접성을 저해하므로, 그 함량을 최소화하는 것이 바람직하다.
이러한 S의 함량이 0.010%를 초과하게 되면 상술한 물성을 저해할 가능성이 높아지므로, 그 함량을 0.010% 이하로 제한함이 바람직하다.
Al: 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 제강공정 중에 강 중 산소와 결합하여 탈산작용을 행하고, Si와 함께 상 변태시 탄소의 오스테나이트로의 분배를 촉진하는데 유효한 원소이다.
이를 위해서는 0.01% 이상으로 Al을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 강 슬라브의 표면품질을 저하시키고, 제조비용이 증가하게 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.01~0.1%로 제한함이 바람직하다.
Cr: 0.3~1.2%
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고, 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분으로서, 본 발명에서는 페라이트의 변태를 지연시켜 베이나이트의 형성을 유도하는데 유효한 원소이다.
이러한 Cr의 함량이 0.3% 미만이면 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 그 함량이 1.2%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연재의 강도가 과도하게 상승되어 냉간압연시 부하가 증대되며, 제조원가가 크게 증가하게 된다. 또한, 소둔 열처리시 소둔 산화물을 형성함에 따라 산세 공정시 제어가 용이하지 못하여 화성처리성을 크게 열위하게 하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Cr의 함량은 0.3~1.2%로 제한함이 바람직하다.
B: 0.0010~0.0030%
보론(B)은 소둔 중 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트로 변태하는 것을 억제하여 베이나이트의 분율을 증가시키는데 유효한 원소이다.
이러한 B의 함량이 0.0010% 미만이면 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 그 함량이 0.0030%를 초과하게 되면 B의 입계편석에 의해 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 소둔 열처리시 표면에 농화되어 화성처리성을 열위하게 하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 B의 함량은 0.0010~0.0030%로 제한함이 바람직하다.
Ti: 0.01~0.05%
티타늄(Ti)은 강도 상승과 더불어, 강 중에 존재하는 질소(N)의 스케빈징을 위해 첨가되는 원소이다.
이러한 Ti의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 확보하기 어려우며, 반면 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 연속주조공정 중에 노즐막힘 등의 공정결함을 유발할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.01~0.05%로 제한함이 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
질소(N)는 C와 함께 대표적인 침입형 고용강화 원소이다. 이러한 N는 일반적으로 대기로부터 혼입되는 원소이므로, 제강공정 탈가스 공정에서 제어되어야 한다.
상기 N의 함량이 0.001% 미만이면 과도한 탈가스 처리를 요하게 됨에 따라 제조원가의 상승을 유발하는 문제가 있으며, 반면 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 AlN, TiN 등의 석출물이 과다 형성되어 고온연성을 저하시키는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 N의 함량은 0.001~0.01%로 제한함이 바람직하다.
한편, 본 발명의 강판은 상술한 합금원소 중 Ti와 N은 하기 관계식 1로 표현되는 성분관계를 만족함이 바람직하다.
[관계식 1]
3.4 ≤ Ti/N ≤ 10
(상기 관계식 1에서 Ti 및 N은 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
상기 Ti/N의 비율이 3.4 미만이면 용존 N의 양에 비하여 Ti 첨가량이 부족하게 되어, 잔류 N에 의한 NB 등의 형성으로 B 첨가에 따른 강도상승 효과를 떨어뜨려 강도저하가 발생할 수 있다. 반면, 그 값이 10을 초과하는 경우에는 탈질처리 비용이 증가하고, 연주공정에서 노즐막힘 등을 유발할 가능성이 커지게 된다.
이와 더불어, 상술한 합금원소 중 Mn과 Si 및 Cr은 하기 관계식 2로 표면되는 성분관계를 만족할 뿐만 아니라, 강 표층(표면으로부터 두께방향 0.1㎛ 까지) 내 Mn, Si 및 Cr의 함량이 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
1.0 ≤ Mn/(Si+Cr)
[관계식 3]
0.7 ≤ Mn*/(Si*+Cr*) ≤ Mn/(Si+Cr)
(상기 관계식 2 및 3에서 Mn, Si 및 Cr은 각 원소의 중량함량을 의미하며, 상기 관계식 3에서 Mn*, Si*, Cr*은 각각 표면으로부터 두께방향 0.1㎛ 까지 GDS 성분 분석값의 평균값을 의미한다.)
상술한 관계식 2 및 3은 본 발명에 따른 초고강도 강판의 화성처리성을 확보하기 위해 제어되어야 하는 것으로서, 상기 관계식 2의 값이 1 미만이면 소둔 열처리 과정에서 매우 치밀한 Si과 Cr 산화물층이 형성되어 최종 산세 공정을 강화하더라도 제거가 용이하지 못한 문제가 있다. 또한, 산의 농도와 온도가 지나치게 높은 조건에서 산화층을 제거하는 경우 상대적으로 취약한 입계가 우선적으로 침식되어 강의 굽힘가공성과 피로특성을 현저하게 저하시키는 문제가 있다.
또한, 최종 산세 공정을 거친 후 강판 표면의 성분농도를 나타내는 관계식 3의 값이 0.7 미만이면 화성처리성이 열위한 Si나 Cr 산화물 또는 농화층이 강판의 극표층 또는 입계 등에 잔존하게 됨에 따라 인산염 결정의 형성을 방해하는 문제가 있다. 반면, 그 값이 Mn/(Si+Cr) 비를 초과하게 되면 극표층에 형성된 Mn계 산화물이 소둔 열처리 공정에서 초기 승온시에 산화된 후에 소둔로 내 환원 분위기 하에서 부분 환원되거나 초기에 선택적으로 조대화되어 최종 산세 공정에서 제대로 제거되지 못한 것이므로, 이 역시 인산염 결정의 형성시 편차를 발생시켜 화성처리성을 열위하게 하는 문제가 있다.
본 발명에 따른 초고강도 강판은 상술한 합금성분 이외에, 아래와 같은 함량으로 Nb, Mo, C 및 W 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Nb: 0.01~0.05%
니오븀(Nb)은 대표적인 석출강화 원소로서, 강의 강도 상승과 더불어 결정립 미세화를 위해 첨가되는 원소이다.
이러한 Nb의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 충분히 확보하기 어려우며, 반면 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 제조비용을 과다하게 상승시킬 뿐만 아니라, 석출물이 과다하게 형성되어 연성이 현저히 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 Nb을 첨가하는 경우, 그 함량은 0.01~0.05%로 제한함이 바람직하다.
Mo, V 및 W: 각각 0.01~0.20%
몰리브덴(Mo), 바나듐(V) 및 텅스텐(W)은 상기 Nb와 유사한 역할을 하는 원소로서, 이들 함량이 각각 0.01% 미만이면 강의 강도 상승 및 결정립 미세화 효과를 충분히 확보하기 어려우며, 반면 그 함량이 각각 0.20%를 초과하게 되면 강도효과 대비 제조비용이 지나치게 상승할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 Mo, V 또는 W을 첨가하는 경우에는, 그 함량을 각각 0.01~0.20%로 제한함이 바람직하다.
또한, 상기 Nb, Mo, V 및 W은 하기 관계식 4를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 4]
0.01 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05
(상기 관계식 4에서 Nb, Mo, V 및 W는 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
상기 Nb, Mo, V 및 W의 관계가 0.01 미만이면 결정립 미세화 및 석출강화 효과를 얻기 어려우며, 반면 0.05를 초과하게 되면 상기 효과 대비 제조원가가 지나치게 상승할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명에서 제안하는 초고강도 강판은 미세조직으로 면적분율 30~80%의 베이나이트 및 20~50%의 마르텐사이트와, 5% 미만의 잔류 오스테나이트, 잔부 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다.
이때, 베이나이트 분율이 30% 미만이면 굽힘가공성이 저하되며, 반면 80%를 초과하게 되면 인장강도 1GPa 이상의 초고강도를 확보하기 어려운 문제가 있다.
또한, 마르텐사이트의 분율이 20% 미만인 경우에도 초고강도를 확보하기 어려우며, 반면 50%를 초과하게 되면 강도 확보에는 유리하나, 연성 및 굽힘가공성이 열위하게 되는 문제가 있다.
한편, 미세조직 중 잔류 오스테나이트의 분율이 5%를 초과하게 되면 내지연 파괴 특성이 열위하게 되는 문제가 있으므로, 5% 이하로 그 분율을 제한함이 바람직하다.
또한, 페라이트 분율에 대해서는 특별히 한정하지 아니하지만, 강도와 더불어 연성 및 굽힘가공성을 유리하게 확보하기 위해서는 5~35%의 분율로 페라이트를 포함하는 것이 바람직하며, 이러할 경우 베이나이트는 최대 75%로 함유할 수 있다.
상술한 미세조직을 갖는 본 발명의 초고강도 강판은 인장강도가 1GPa 이상인 동시에, (인장강도(MPa)×연신율(%))/(R/t) 값이 5500(MPa%) 이상을 확보함으로써 연성 및 굽힘가공성을 동시에 우수하게 확보할 수 있다.
만일, 상술한 값이 5500 미만이면 굽힘가공성은 우수한 반면, 연성이 낮아 프레스 성형이 불가능하거나, 연성은 우수하나 굽힘가공성이 열위하여 롤포밍 또는 폼 성형시 굽힘부 크랙이 발생하는 문제가 있다.
여기서, (R/t)는 굽힘가공성을 나타내는 것으로서, 이는 강판을 V-벤딩 한 후 크랙이 발생하지 않는 최소곡률반경(R)을 강판 두께(t(mm))로 나눈 값이다.
상기와 같이 연성 및 굽힘가공성이 우수한 본 발명의 초고강도 강판은 프레스 성형 및 롤포밍 성형이 모두 가능한 장점을 갖는다.
이러한 본 발명의 초고강도 강판은 냉연강판 또는 용융아연도금강판일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 상술한 합금조성 및 성분관계를 만족하는 강재를 준비한 다음, 이를 열간압연 및 냉간압연하여 냉연강판으로 제조함이 바람직하다.
이때, 열간압연 및 냉간압연은 통상의 초고강도 강판을 제조하는 방법에 의할 수 있으며, 일 예로 CP강을 제조하는 방법 중의 열연 및 냉연 조건일 수 있다. 다만, 이에 한정하는 것은 아니다.
상기에 따라 제조된 냉연강판을 770~850℃에서 소둔 열처리하는 단계를 거치는 것이 바람직하다.
상기 소둔 열처리시 그 온도가 770℃ 미만이면 페라이트 조직 분율이 40%를 초과하게 되어 목표로 하는 초고강도의 확보가 어렵고, 굽힘가공성이 저하되는 문제가 있으며, 반면 850℃를 초과하게 되면 굽힘가공성은 개선되나, 고온소둔시에 발생하는 Si, Mn, Cr, B 등의 표면 산화물 또는 농화물의 양이 크게 증가되어 이후 산세 공정을 행하더라도 표면에 잔존하게 됨에 따라 화성처리성이 열위하게 되는 문제가 있다.
상기 소둔 열처리는 소둔로 내에서 수소가스와 질소가스로 구성된 환원 분위기 조건에서 행해지는데, 이때 이슬점 온도를 -35~-50℃의 조건으로 로내 분위기를 제어하는 것이 바람직하다. 이슬점 온도가 -35℃를 초과하게 되면 강 중에 함유된 Mn, Si, Cr, B 등과 같은 산소 친화력이 큰 원소들이 표면 산화물 또는 농화물로의 형성이 용이하여 이후 산세 공정을 행하더라도 쉽게 제어되지 못하고 잔존하게 될 우려가 있다. 또한, 로내의 롤에 부착된 후 성장하여 덴트 결함을 야기할 우려가 있다. 반면, 이슬점 온도가 -50℃ 미만이기 위해서는 제조비용이 크게 상승되므로 바람직하지 못하다.
상기에 따라 소둔 열처리된 냉연강판을 일정의 냉각정지온도범위로 급냉한 후 유지하는 것이 바람직하다.
이때, 냉각정지온도범위는 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)~Bs(베이나이트 변태개시온도)로 한정함이 바람직하며, 상기 온도범위에서 일정시간 유지하는 것이 바람직하다. 상기 유지시 하기 관계식 5로 나타내는 시간 동안 실시함이 바람직하다.
[관계식 5]
100 ≤ 4729 + 71C + 25Mn - 16Si + 117Cr - 20.1T + 0.0199T2 ≤ 300
(상기 관계식 5에서 Mn, Si, Cr 및 C는 각 원소의 중량함량을 의미하며, 상기 관계식 5에서 T는 급냉정지 온도(℃)를 의미하고, 그로부터 도출된 값의 단위는 초(sec)이다.)
상기 관계식 5는 합금조성과 급냉온도에 따른 베이나이트 변태시간(단위 초(sec))을 규정한 것으로서, 상기 관계식 값이 100초 미만인 경우에는 베이나이트 변태 개시가 빨라 베이나이트 분율이 80%를 초과하여 형성될 우려가 있다. 이러할 경우, 상대적으로 마르텐사이트 분율이 감소하여 인장강도 1GPa 이상의 초고강도를 확보하기 어려운 문제가 있다. 반면, 상기 관계식 값이 300초를 초과하게 되면 베이나이트 변태 개시가 지나치게 지연되어 베이나이트 분율을 30% 이상으로 확보하게 어려우며, 이에 따라 굽힘가공성이 열위해지는 문제가 있다.
상기 급냉은 100~600℃/min의 속도로 실시함이 바람직한데, 상기 급냉속도가 100℃/min 미만이면 미세조직 중 페라이트와 펄라이트 분율이 증가하여 본 발명에서 목표로 하는 초고강도 및 굽힘가공성을 확보할 수 없게 된다. 반면, 600℃/min을 초과하게 되면 경질상이 과도하게 증가하여 연성이 저하될 우려가 있으며, 형상 불량 등의 문제를 야기할 수 있다.
상기에 따라 급냉 및 유지한 후 보다 느린 냉각속도로 냉각(서냉)을 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 10~50℃/min의 냉각속도로 실시함이 바람직한데, 냉각속도가 10℃/min 미만이면 적정 분율의 마르텐사이트를 확보할 수 없어 의도하는 초고강도의 확보가 곤란해지는 문제가 있으며, 반면 50℃/min를 초과하게 되면 베이나이트를 30% 이상으로 확보할 수 없게 되어 굽힘가공성이 저하되는 문제가 발생한다.
본 발명에서는 상기에 따라 서냉을 완료한 강판에 대하여 표층에 형성된 소둔 산화물을 제거하기 위한 공정 즉, 후산세 공정을 거치는 것이 바람직하다.
상기 후산세 공정은 승온된 염산 용액조에서 산세 후 수세 및 건조하는 공정으로 행해진다.
보다 구체적으로, 본 발명에서 후산세 공정은 산의 농도와 더불어 산의 온도를 제어하는 것이 중요하며, 구체적으로 염산 농도는 강 합금조성에 따라 조정될 수 있으나, 5~20%로 제어함이 바람직하다. 만일 염산 농도가 5% 미만이면 산화물의 제거가 제대로 이루어지지 못할 우려가 있으며, 반면 20%를 초과하게 되면 산에 의한 침식이 빠르고 입계에 대한 선택 침식이 급격히 일어나 소재의 굽힘가공성과 피로특성을 열위하게 하는 문제가 있다. 상기 염산의 온도 역시 강 합금조성에 따라 조정이 필요하지만, 50~80℃로 제어함이 바람직하다. 만일 염산의 온도가 50℃ 미만이면 반응성이 낮아서 산화물 제거가 용이하지 못한 문제가 있으며, 반면 80℃를 초과하게 되면 반응성이 과도하게 빨라져 선택적 침식이 발생할 가능성이 높아진다.
한편, 상기와 같은 조건으로 후산세 공정을 행함에 있어서, 상기 염산의 농도 및 염산의 온도는 하기와 같이 합금조성들과의 관계로 표현되는 관계식 6을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 6]
(HCl농도 × HCl온도) / (1.33 + Mn + 7.4Si + 0.8Cr) × (47 + 2.1Mn + 13.9Si + 4.3Cr) ≥ 1
(상기 관계식 6에서 Mn, Si, Cr 및 C는 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
상기 관계식 6의 값이 1 미만이면 산세성이 저하되어 소둔 산화물의 제거가 주어진 염산 농도 및 염산 온도에서 제대로 이루어지지 못하게 되는 문제가 있다. 즉, 상기 관계식 6의 값이 1 이상 이여야만 해당 강판의 표층 산화물을 용이하게 제거할 수 있게 된다.
더불어, 상기의 후산세 공정은 5~15초 내로 행해짐이 바람직한데, 산세시간이 5초 미만이면 산세가 완벽히 이루어지지 못하게 되며, 반면 15초를 초과하게 되면 생산성이 저하되는 문제가 있다.
상술한 바에 따라 표층 산화물의 제거 공정이 완료된 본 발명의 초고강도 강판은, 표층(두께방향으로 표면으로부터 0.1㎛ 까지) 내 Mn, Si 및 Cr의 함량이 앞서 언급한 관계식 3을 만족함에 따라, 화성처리성을 우수하게 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 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)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 통상의 조건으로 열간압연 및 냉간압연하여 냉연강판으로 제조한 후, 이를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 소둔 및 냉각한 다음, 후산세 공정을 행하여 각각의 냉연강판을 제조하였다.
이후, 각각의 제조된 냉연강판에 대하여 인산염 처리성(화성처리성)과 표면 GDS 분석 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, GDS 분석은 제조된 냉연강판의 표면으로부터 두께방향으로 0.1㎛ 까지의 깊이 내 원소들의 농도를 측정하여 평균치로 계산하였다.
또한, 화성처리성은 PPG(Pittsburgh Plate Glass)사의 탈지제 CHEMKLEEN #177, 표면조정제 Rinse conditioner와 Chemfos #740A, Chemfos #740R, chemfil Buffer 및 Accelerator의 4가지로 조제된 인산염 용액을 사용하여 평가하였다. 화성처리성의 합격 유무는 표면을 SEM으로 1000배 확대하여 미부착 부위의 발생유무 및 인산염 부착량을 측정하여 2~3g/m2을 만족하는지 여부를 통해 결정하였다.
또한, 각 냉연강판의 미세조직 분율과 기계적 물성(항복강도, 인장강도, 연신율, 굽힘가공성(R/t))을 측정하고 그 결과를, 하기 표 4에 나타내었다.
이때, 미세조직은 3000배 SEM 사진을 촬영한 후 각 상의 면적분율을 이미지 분석기(image analyser)를 이용하여 측정하였다. 또한, 잔류 오스테나이트의 분율은 XRD를 이용하여 오스테나이트의 피크 크기(peak intensity)로부터 측정하였다.
인장시험은 JIS 5호 시험편을 이용하여 10mm/min 속도로 평가하였다.
그리고, 굽힘가공성은 압연방향의 직각방향으로 시편을 채취한 후 다양한 R값을 가지는 금형에서 90도 굽힘시험을 평가하여, 미세 크랙의 발생 유무를 육안으로 관찰하였다.
표 1
강종 합금조성 (중량%) 관계식1 관계식2
C Si Mn P S Al Cr B* Ti N* Nb Mo V W
발명강1 0.13 0.1 2.6 0.012 0.003 0.033 0.7 18 0.02 55 0.025 0 0 0 3.6 3.25
발명강2 0.13 1.0 2.3 0.01 0.001 0.032 1.0 18 0.02 47 0.015 0 0 0 4.3 1.15
발명강3 0.10 0.5 2.3 0.011 0.002 0.035 0.7 16 0.02 45 0.035 0 0 0 4.4 1.92
발명강4 0.10 0.1 2.7 0.01 0.002 0.029 0.7 19 0.025 33 0.025 0 0 0 7.6 3.38
발명강5 0.10 1.0 2.4 0.01 0.002 0.028 1.0 25 0.02 47 0.025 0 0 0 4.3 1.20
발명강6 0.17 0.2 2.6 0.01 0.001 0.030 0.6 20 0.025 37 0.020 0 0 0 6.8 3.25
발명강7 0.18 0.8 2.2 0.01 0.002 0.040 0.9 22 0.03 39 0.030 0 0 0 7.7 1.29
발명강8 0.14 0.6 2.9 0.02 0.002 0.040 0.4 15 0.02 44 0.025 0 0 0 4.5 2.90
발명강9 0.14 0.2 2.1 0.02 0.002 0.045 1.1 22 0.015 31 0.015 0 0 0 4.8 1.62
발명강10 0.14 1.0 2.8 0.01 0.002 0.040 0.5 26 0.02 49 0.020 0 0 0 4.1 1.87
발명강11 0.14 0.5 2.5 0.01 0.002 0.035 0.7 19 0.025 36 0 0.05 0.1 0.05 6.9 2.08
비교강1 0.07 1.0 2.3 0.01 0.001 0.038 1.0 22 0.02 31 0.020 0 0 0 6.5 1.15
비교강2 0.12 0.3 1.8 0.01 0.001 0.025 0.4 16 0.025 36 0.025 0 0 0 6.9 2.57
비교강3 0.14 1.0 2.6 0.01 0.002 0.033 0.6 23 0.025 42 0.020 0 0 0 6.0 1.63
비교강4 0.17 0.5 3.1 0.01 0.002 0.036 0.5 19 0.02 54 0.020 0 0 0 3.7 3.10
비교강5 0.14 1.5 2.1 0.02 0.003 0.045 1.2 22 0.03 49 0.025 0 0 0 6.1 0.78
비교강6 0.18 1.2 2.3 0.02 0.003 0.031 1.3 26 0.025 30 0.015 0 0 0 8.3 0.92
비교강7 0.10 1.5 2.7 0.02 0.003 0.029 1.5 17 0.02 44 0.020 0 0 0 4.5 0.90
비교강8 0.13 1.0 2.4 0.02 0.003 0.041 0.9 22 0.02 49 0.015 0 0 0 4.1 1.26
비교강9 0.14 0.5 2.3 0.011 0.001 0.035 1.0 20 0.025 46 0.020 0 0 0 5.4 1.53
(상기 표 1에서 B* 및 N*은 그 함량단위가 'ppm'이다.
또한, 상기 표 1에서 비교강 3, 4, 8 및 9는 하기 표 2의 제조조건이 본 발명을 만족하지 못하는 것이므로, 위 표 1에서 비교강으로 표시한다.)
표 2
강종 소둔조건 냉각 및 유지 조건 산세조건
온도(℃) 이슬점(℃) 급냉속도(℃/min) 급냉온도(℃) 관계식 5 서냉속도(℃/min) HCl 농도(%) HCl 온도(℃) 관계식 6
발명강1 820 -38 390 450 155 25 5.5 60 1.11
발명강2 830 -38 400 450 168 25 15 75 1.36
발명강3 840 -39 430 460 124 30 10 65 1.33
발명강4 820 -40 430 430 197 25 7 60 1.38
발명강5 830 -44 430 450 169 29 13 75 1.16
발명강6 820 -43 390 420 213 29 6.5 70 1.34
발명강7 840 -45 380 410 260 26 11 80 1.30
발명강8 820 -45 390 400 255 25 9 75 1.19
발명강9 825 -38 420 440 208 30 10 50 1.47
발명강10 835 -44 390 400 257 30 15 75 1.37
발명강11 820 -38 430 440 166 21 9 65 1.16
비교강1 810 -43 430 450 164 30 13 75 1.18
비교강2 820 -35 390 420 165 34 8 65 1.62
비교강3 800 -44 380 360 443 25 15 70 1.29
비교강4 840 -40 350 350 509 30 10 65 1.22
비교강5 840 -45 350 420 248 30 17 80 1.13
비교강6 840 -39 380 380 420 30 15 75 1.12
비교강7 820 -38 380 400 361 28 15 60 0.69
비교강8 830 -43 380 450 159 30 10 70 0.85
비교강9 820 -38 400 440 196 35 5 50 0.49
(상기 표 2에서 발명강 1 내지 11, 비교강 1 내지 9는 급냉온도가 Ms~Bs의 범위를 모두 만족한다.)
표 3
구분 관계식2 GDS 성분 분석 (중량%) 관계식3 화성처리성
Mn* Si* Cr*
발명예1 3.25 2.3 0.2 1.1 1.77 ○
발명예2 1.15 2.0 1.4 1.2 0.77 ○
발명예3 1.92 1.8 0.9 1.0 0.95 ○
발명예4 3.38 2.5 0.2 0.9 2.27 ○
발명예5 1.20 2.1 1.5 1.2 0.78 ○
발명예6 3.25 2.2 0.4 0.9 1.69 ○
발명예7 1.29 2.0 1.1 1.1 0.91 ○
발명예8 2.90 2.6 0.8 0.5 2.00 ○
발명예9 1.62 1.8 0.3 1.4 1.06 ○
발명예10 1.87 2.4 1.3 0.7 1.20 ○
발명예11 2.08 2.2 0.8 1.0 1.22 ○
비교예1 1.15 1.9 1.5 1.2 0.70 ○
비교예2 2.57 1.6 0.6 0.6 1.33 ○
비교예3 1.63 2.4 1.4 0.8 1.09 ○
비교예4 3.10 2.8 0.8 0.7 1.87 ○
비교예5 0.78 1.8 2.1 1.6 0.49 ×
비교예6 0.92 2.1 1.6 1.7 0.64 ×
비교예7 0.90 2.3 2.2 1.9 0.56 ×
비교예8 1.26 1.8 2.2 1.7 0.46 ×
비교예9 1.53 1.7 1.0 1.9 0.59 ×
(상기 표 3에서 Mn*, Si*, Cr*은 각각 표면으로부터 0.1㎛ 까지 GDS 성분 분석값의 평균값을 의미한다.)
표 4
구분 미세조직 분율 기계적 물성 물성관계식
B(%) M(%) F(%) γ YS(MPa) TS(MPa) El(%) R/t
발명예1 64 25 10 1 928 1245 9.6 1.7 7031
발명예2 48 26 22 4 847 1239 12.6 1.7 9183
발명예3 69 23 7 1 783 1033 14 1.3 11125
발명예4 59 20 21 0 812 1093 12 1.3 10089
발명예5 48 27 23 2 763 1088 13 1.7 8320
발명예6 57 25 16 2 1013 1379 8.9 2.1 5844
발명예7 54 32 12 2 993 1399 8.8 2.1 5862
발명예8 61 23 13 3 968 1295 11.2 2.0 7252
발명예9 50 26 23 1 894 1256 11 2.5 5526
발명예10 66 20 10 4 991 1319 11.7 2.1 7349
발명예11 64 21 12 3 1029 1344 11.6 2.1 7424
비교예1 52 13 35 0 652 940 14.6 1.3 10557
비교예2 62 11 26 1 699 953 13.4 1.7 7512
비교예3 26 39 33 2 942 1365 7.9 2.9 3718
비교예4 19 72 8 1 1042 1509 7.1 4.2 2551
비교예5 49 19 28 4 905 1211 12.6 2.9 5262
비교예6 27 59 11 3 1086 1469 8.3 4.2 2903
비교예7 28 53 16 3 856 1182 9.1 2.5 4302
비교예8 46 34 17 3 883 1251 12.1 1.7 8904
비교예9 62 21 14 3 1012 1356 11.4 2.1 7361
(상기 표 4에서 B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, F는 페라이트 및 γ는 잔류 오스테나이트를 의미한다.
또한, YS은 항복강도, TS는 인장강도, El은 연신율 및 R/t는 굽힘가공성을 의미하며, 물성 관계식은 (인장강도(MPa)×연신율(%))/(R/t) 값을 나타낸다.)
상기 표 1 내지 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 11의 경우 화성처리성이 기준을 만족하여 화성처리성이 우수함을 확인할 수 있다.
또한, 베이나이트 및 마르텐사이트가 적정 분율로 형성됨에 따라 1GPa 이상의 인장강도와 더불어, 연성 및 굽힘가공성이 우수하여 (인장강도(MPa)×연신율(%))/(R/t) 값이 5500 이상으로 확보되었다.
상기의 결과들은 본 발명에 의한 발명강들이 화성처리성뿐만 아니라, 프레스 성형성 및 롤포밍 성형성이 우수함을 나타낸다.
반면, 비교예 1 내지 9는 합금조성 및 제조조건 중 어느 하나 이상의 조건이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 본 발명에서 목표로 하는 물성을 모두 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
이 중, 비교예 1 및 2는 각각 합금조성 중 C와 Mn의 함량이 본 발명을 만족하지 못한 경우로서, 목표로 하는 1GPa 이상의 인장강도를 확보할 수 없었다.
비교예 3 및 4는 제조조건 중 급냉 후 유지하는 공정(관계식 5)이 본 발명을 만족하지 못함에 따라, 목표로 하는 분율의 베이나이트상을 확보할 수 없었으며, (인장강도(MPa)×연신율(%))/(R/t) 값이 5500 미만이었다.
비교예 5는 Si이 과다하게 첨가되고, 관계식 2가 본 발명을 만족하지 못하는 경우로서, 화성처리성이 열위하였다.
비교예 6은 Cr이 과다하게 첨가되어 관계식 2가 본 발명을 만족하지 못하고, 급냉 후 유지하는 공정(관계식 5)이 본 발명을 만족하지 못함에 따라, 화성처리성은 물론, (인장강도(MPa)×연신율(%))/(R/t) 값이 5500 미만으로 열위하였다.
비교예 7은 Si 및 Cr이 모두 과다하게 첨가되어 관계식 2가 본 발명을 만족하지 못하고, 후산세 공정(관계식 6)이 본 발명을 만족하지 못함에 따라, 화성처리성이 열위하였다. 또한, 급냉 후 유지하는 공정(관계식 5)을 벗어남에 따라 베이나이트 분율이 30% 미만으로 형성되어 기계적 물성도 열위하였다.
비교예 8 및 9는 합금조성은 본 발명을 만족하지만, 후산세 공정(관계식 6)을 만족하지 못함에 따라, 산세 후 강 표면에 산화물이 잔존하였으며, 이로 인해 본 발명의 관계식 3을 만족하지 못하게 되어, 결국 화성처리성이 열위하였다.
이를 통해 볼 때, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건 특히, 관계식 1 내지 6을 모두 만족할 경우에만, 본 발명에서 목표로 하는 초고강도, 우수한 연성 및 굽힘가공성과 더불어 화성처리성을 우수하게 갖는 초고강도 강판의 제조가 가능한 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.2%, 실리콘(Si): 0.05~1.3%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0.001~0.10%, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 보론(B): 0.0010~0.0030%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 질소(N): 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 Ti 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Si 및 Cr은 하기 관계식 2를 만족하며, 표층(표면으로부터 두께방향 0.1㎛ 까지) 내 Mn, Si 및 Cr의 함량이 하기 관계식 3을 만족하는 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
    [관계식 1]
    3.4 ≤ Ti/N ≤ 10
    [관계식 2]
    1.0 ≤ Mn/(Si+Cr)
    [관계식 3]
    0.7 ≤ Mn*/(Si*+Cr*) ≤ Mn/(Si+Cr)
    (상기 관계식 1 내지 3에서 Ti, N, Mn, Si 및 Cr은 각 원소의 중량함량을 의미하며, 상기 관계식 3에서 Mn*, Si*, Cr*은 각각 표면으로부터 두께방향 0.1㎛ 까지 GDS 성분 분석값의 평균값을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.20%, 바나듐(V): 0.01~0.20% 및 텅스텐(W): 0.01~0.20% 중 1종 이상을 더 포함하고, 하기 관계식 4를 만족하는 것인 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
    [관계식 4]
    0.01 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05
    (상기 관계식 4에서 Nb, Mo, V 및 W는 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 미세조직으로 면적분율 30~80%의 베이나이트 및 20~50%의 마르텐사이트와, 5% 미만의 잔류 오스테나이트, 잔부 페라이트를 포함하는 것인 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 (인장강도(MPa)×연신율(%))/(R/t) 값이 5500 이상인 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판 또는 용융아연도금강판인 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.2%, 실리콘(Si): 0.05~1.3%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 인(P): 0.001~0.10%, 황(S): 0.010% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.3~1.2%, 보론(B): 0.0010~0.0030%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05%, 질소(N): 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 Ti 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 Mn, Si 및 Cr은 하기 관계식 2를 만족하는 강재를 준비하는 단계;
    상기 강재를 열간압연 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 770~850℃에서 소둔 열처리하는 단계;
    상기 소둔 열처리된 냉연강판을 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)~Bs(베이나이트 변태개시온도) 범위로 급냉 후 유지하는 단계;
    상기 유지 후 10~50℃/min의 속도로 냉각하는 단계 및
    상기 냉각 후 냉연강판의 표층 산화물을 제거하는 단계
    를 포함하고,
    상기 유지 단계는 하기 관계식 5를 만족하는 시간 동안 실시하고, 상기 표층 산화물 제거 단계는 하기 관계식 6을 만족하는 조건으로 실시하는 것을 특징으로 하는 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    3.4 ≤ Ti/N ≤ 10
    [관계식 2]
    1.0 ≤ Mn/(Si+Cr)
    [관계식 5]
    100 ≤ 4729 + 71C + 25Mn - 16Si + 117Cr - 20.1T + 0.0199T2 ≤ 300
    [관계식 6]
    (HCl농도 × HCl온도) / (1.33 + Mn + 7.4Si + 0.8Cr) × (47 + 2.1Mn + 13.9Si + 4.3Cr) ≥ 1
    (상기 관계식 1 내지 6에서 Ti, N, Mn, Si, Cr 및 C는 각 원소의 중량함량을 의미한다. 또한, 상기 관계식 5에서 T는 급냉정지 온도(℃)를 의미하고, 그로부터 도출된 값의 단위는 초(sec)이다.)
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 강재는 중량%로, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.20%, 바나듐(V): 0.01~0.20% 및 텅스텐(W): 0.01~0.20% 중 1종 이상을 더 포함하고, 하기 관계식 4를 만족하는 것인 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 4]
    0.01 ≤ Nb + 0.2(Mo+V+W) ≤ 0.05
    (상기 관계식 4에서 Nb, Mo, V 및 W는 각 원소의 중량함량을 의미한다.)
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 소둔 열처리 단계는 이슬점 온도 -35~-50℃의 조건에서 실시하는 것인 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 급냉 단계는 100~600℃/min의 속도로 실시하는 것인 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 6항에 있어서,
    상기 초고강도 강판은 표층(표면으로부터 두께방향 0.1㎛ 까지) 내 Mn, Si 및 Cr의 함량이 하기 관계식 3을 만족하는 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 3]
    0.7 ≤ Mn*/(Si*+Cr*) ≤ Mn/(Si+Cr)
    (상기 관계식 3에서 Mn, Si 및 Cr은 각 원소의 중량함량을 의미하며, Mn*, Si*, Cr*은 각각 표면으로부터 두께방향 0.1㎛ 까지 GDS 성분 분석값의 평균값을 의미한다.)
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