WO2019124766A1 - 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2019124766A1
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bainite
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서창효
안연상
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet and a method for producing the same, and more particularly, to a high-strength steel sheet having a high yield ratio and excellent plating wettability and stretch flangeability, and a method for producing the same.
  • methods of strengthening steel include solid solution strengthening, precipitation strengthening, strengthening by grain refinement, and transformation strengthening.
  • the strengthening by solid solution strengthening and grain refinement in the above method is disadvantageous in that it is very difficult to produce a high strength steel having a tensile strength of 490 MPa or more.
  • precipitation-strengthening high-strength steels are produced by adding carbon and nitride forming elements such as Cu, Nb, Ti, V and the like to precipitate carbon and nitride to strengthen the steel sheet or refine the crystal grains by suppressing the growth of grains by fine precipitates, .
  • the above technique has an advantage that high strength can be easily obtained at a low manufacturing cost.
  • the recrystallization temperature is rapidly increased due to micro precipitates, high temperature annealing must be performed in order to ensure sufficient recrystallization and ductility.
  • the transformation-strengthening high-strength steel is a ferrite-martensite dual-phase steel containing a hard martensite in a ferrite base, TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel using ferroelectricity of residual austenite, (CP) steel composed of a hard bainite or a martensite structure have been developed.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • CP ferroelectricity of residual austenite
  • the level is about 1200 Mpa.
  • the seat component is the part that connects the passenger and the car body and should be supported with high stress so that the passenger can not be thrown out in case of collision. This requires high yield strength and yield ratio.
  • water cooling is used in continuous annealing. That is, it is possible to manufacture a steel sheet having a tempered martensite structure in which microstructure is tempered with martensite by being cracked in an annealing process and then being immersed in water and tempering.
  • a method has a disadvantage in that the shape quality is poor due to temperature variations in the width direction and the longitudinal direction when water is cooled, and shows a deterioration in workability and material deviation in each position when applying roll forming.
  • Patent Document 1 discloses a method in which a steel material having a carbon content of 0.18% or more is subjected to continuous annealing, followed by water-cooling to room temperature, followed by an overshoot treatment at a temperature of 120 to 300 ⁇ for 1 to 15 minutes, Discloses a technique for producing a steel material containing 80 to 97% by volume of martensite.
  • the yield ratio is very high, but the shape quality of the coil deteriorates due to the temperature deviation in the width direction and the length direction. Therefore, there are problems such as material defects and workability degradation depending on the parts during roll forming.
  • Patent Document 2 discloses a method for producing a cold-rolled steel sheet excellent in plate form after continuous annealing by simultaneously obtaining high strength and high ductility by using tempering martensite. The possibility of inducing the furnace dent due to the abruptness of the weldability and the Si content is high.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1992-289120
  • Patent Document 2 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2010-090432
  • a preferred aspect of the present invention is to provide a high-yield, high-strength steel sheet excellent in plating wettability and stretch flangeability.
  • Another aspect of the present invention is to provide a method of producing a high-yield, high-strength steel sheet excellent in plating wettability and stretch flangeability.
  • a ferritic stainless steel comprising 0.04 to 0.09% of C, 0.2% or less of Si (excluding 0%), 2.0 to 3.5% of Mn, 0.3 to 1.2% of Cr, 0.001 to 0.10%, P: 0.001 to 0.10%, S: 0.010% or less (inclusive) and N: 0.010% or less (inclusive) 0% is excluded), the balance Fe and unavoidable impurities, the content of Si, Cr and C satisfies the following relational expression (1)
  • each component means a weight content
  • the steel sheet has a thickness of 1 / 4t (where t denotes the thickness (mm) of the steel sheet) of the steel sheet, which contains at least 50% bainite, 20-40% tempered martensite,
  • t denotes the thickness (mm) of the steel sheet
  • a high yield strength high specific strength steel sheet having a hardness ratio of bainite phase and tempered martensite phase represented by the following relational expression (2) at a point of not more than 1.3 is provided.
  • the average grain size of the tempered martensite may be 2 ⁇ or less, the average grain size of bainite may be 3 ⁇ or less, and the area fraction of the bainite structure having a grain size exceeding 3 ⁇ may be 5% or less.
  • the distribution density of nanoparticles having a diameter of 10 nm or less in the bainite and the tempered martensite structure may be 150 / ⁇ 2 or more.
  • the steel sheet may have a tensile strength of 980 MPa or more and a yield strength of 780 MPa or more.
  • the steel sheet may have a yield ratio of 0.8 or more and a HER value of 50% or more.
  • a zinc plated layer may be formed on at least one surface of the steel sheet.
  • a ferritic stainless steel comprising 0.04 to 0.09% of C, 0.2% or less of Si (excluding 0%), 2.0 to 3.5% of Mn, 0.3 to 1.2% 0.001 to 0.10%, P: 0.001 to 0.10%, S: 0.010% or less (including 0%), N: 0.010% or less (Excluding 0%), the remainder Fe and inevitable impurities, and the content of Si, Cr and C satisfies the following relational expression (1);
  • each component means a weight content
  • a primary cooling at a cooling rate of 1 to 20 ° C / sec to a temperature of 600 to 700 ° C;
  • a method for producing a high-yield, high-strength high-strength steel sheet which comprises an over-tempering step in which the Mn and B contents and the annealing temperature (a, ° C) satisfy the following relational expression (3) / RTI >
  • the aging time may be controlled to be 50% or more of bainite and 20 to 40% of tempered martensite in the total tissue area fraction.
  • a zinc-based plating step of forming a zinc-based plating layer on at least one side of the steel sheet after the over-activation step is a zinc-based plating step of forming a zinc-based plating layer on at least one side of the steel sheet after the over-activation step.
  • a high-yield, high-strength steel material having a high tensile strength of 980 MPa or more, as well as excellent plating wettability and stretch flangeability.
  • FIG. 1 is a photograph showing a microstructure according to an embodiment of the present invention (Inventive Example 5-1)
  • Fig. 2 is a schematic view for explaining that the B-Mn oxide formation is increased when B is added, and the plating wettability is weakened.
  • 3 is a photograph for explaining a plating wettability evaluation standard.
  • the steel sheet according to one preferred embodiment of the present invention comprises 0.04 to 0.09% of C, 0.2% or less of Si (excluding 0%), 2.0 to 3.5% of Mn, 0.3 to 1.2% of Cr, 0.001 to 0.10% of P, 0.001 to 0.10% of P, 0.010% or less of S (inclusive of 0%) of N, 0.01 to 0.05% of N, 0.001 to 0.0050% of B, 0.010% or less (excluding 0%), the balance Fe and unavoidable impurities, the content of Si, Cr and C satisfying the following relational expression (1)
  • each component means a weight content
  • the steel sheet has a thickness of 1 / 4t (where t denotes the thickness (mm) of the steel sheet) of the steel sheet, which contains at least 50% bainite, 20-40% tempered martensite,
  • the hardness ratio of the bainite phase and the tempered martensite expressed by the following relational expression (2) is 1.3 or less.
  • Carbon (C) is a very important element added to strengthen the metamorphosis. Carbon promotes high strength and promotes the formation of martensite in metamorphic steel. As the carbon content increases, the amount of martensite in the steel increases. However, when the amount exceeds 0.09%, the strength of the martensite increases, but the difference in strength from the ferrite having a low carbon concentration increases. Such a difference in strength causes the fracture at the interface between phases at the time of stress addition to occur easily, so that the elongation flangeability is lowered. In addition, welding defects occur during part machining to improve weldability.
  • the content of C is preferably limited to 0.04 to 0.09%.
  • the content of C is more preferably 0.05 to 0.09%.
  • Silicon (Si) is an element that promotes ferrite transformation and raises the content of carbon in untransformed austenite to form a composite structure of ferrite and martensite, thereby hindering the increase of strength of martensite. It is also desirable to limit the possible additions as it not only causes surface scale defects in terms of surface properties but also deteriorates chemical processability. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.2% or less (excluding 0%).
  • Manganese (Mn) is an element that refines the particles without damaging the ductility and precipitates sulfur into MnS to prevent hot brittleness due to the formation of FeS and strengthens the steel. At the same time, it serves to lower the critical cooling rate at which the martensite phase is obtained So that the martensite can be formed more easily. If the content is less than 2.0%, it is difficult to secure the desired strength in the present invention. If the content exceeds 3.5%, there is a high possibility that problems such as weldability, hot rolling property and plating wettability are likely to occur. It is preferable to limit the amount of manganese in the range of 2.0 to 3.5%, more preferably 2.3 to 3.2%.
  • Chromium (Cr) is a component added to improve hardenability of steel and ensure high strength. In the present invention, it is an element that plays a very important role in forming martensite, which is a low temperature transformation phase. When the content is less than 0.3%, it is difficult to secure the above-mentioned effect. When the content exceeds 1.2%, the effect is saturated and excessive cold rolling strength and cold rolling property deteriorate. .
  • the content of Cr is more preferably 0.3 to 1.0%.
  • Titanium (Ti) and niobium (Nb) are effective elements for increasing the strength of the steel sheet and grain refinement due to nano precipitates.
  • the addition of these elements leads to the formation of very fine nano-precipitates in association with carbon. These nano-precipitates strengthen the matrix and reduce the difference in hardness between phases.
  • the content of titanium is preferably limited to 0.03 to 0.08%, and the content of niobium is preferably limited to 0.01 to 0.05%.
  • the content of each element is less than the lower limit of the contents of the respective components, the distribution density of the nano precipitates is reduced and the variation of the interhard hardness ratio becomes large.
  • the content of each element is smaller than the lower limit of the content of each component , The ductility may be largely lowered due to an increase in manufacturing cost and excessive precipitates.
  • the content of Ti is more preferably 0.03 to 0.06%.
  • Boron (B) is a component that delays transformation of austenite into pearlite during cooling during annealing, and is added as an element that suppresses ferrite formation and promotes the formation of martensite.
  • the content is less than 0.0010%, the above-mentioned effect is difficult to obtain.
  • the content is more than 0.0050%, a large amount of annealed oxides are generated in the annealing to lower the plating wettability and the cost increases according to the iron- It is preferable to limit it to 0.0050%.
  • Soluble Al is a component effective to combine with oxygen to cause deoxidation and to distribute carbon in ferrite to austenite like silicon to improve the hardenability of martensite.
  • the content is less than 0.01%, it is difficult to ensure the above effect.
  • the content exceeds 0.1%, the effect is saturated and the production cost increases. Therefore, the content of Sol.Al is preferably limited to 0.01 to 0.1% .
  • Phosphorus (P) plays the role of improving the in-plane anisotropy and improving the strength as a substitutional alloying element having the greatest solid solution strengthening effect. If the content is less than 0.001%, the effect can not be ensured and the production cost becomes problematic. On the other hand, when the content is excessively added, the press formability is deteriorated and the brittleness of the steel may be generated, so that the content is 0.001 to 0.10% .
  • S is an impurity element in steel and is an element that hinders ductility and weldability of a steel sheet. If the content exceeds 0.010%, the steel sheet is likely to deteriorate the ductility and weldability of the steel sheet, so that the content of S is preferably limited to 0.010% or less.
  • Nitrogen (N) is a component effective to stabilize austenite. If it exceeds 0.010%, the risk of cracking during performance through AlN formation is greatly increased, so the upper limit is preferably limited to 0.01%.
  • the content of Si, Cr and C preferably satisfies the following relational expression (1).
  • each component means a weight content
  • Relational expression 1 specifically aims to increase the solid concentration of Si and Cr in the ferrite to effectively reduce the difference in hardness between phases.
  • the value of (Si + Cr) / 2C is more preferably 5.2 or more.
  • a high-yielding high-strength steel sheet has a microstructure in an area fraction of 50% or more of bainite, 20 to 40% of tempered martensite and residual ferrite, Where t is the thickness (mm) of the steel), the hardness ratio of the bainite phase to the tempered martensite phase expressed by the following formula (2) is 1.3 or less.
  • Control of microstructures and precipitates is very important for the production of steels with excellent stretch flanges, for example stretch flanges with HER 50% or higher and high yield ratios, for example, yield ratios of 0.8 or higher.
  • a technique for securing a low temperature single phase structure is required.
  • the structure having the highest strength among the low-temperature structure is martensite.
  • the most easily produced martensite is obtained by maintaining the time during which austenite can be sufficiently formed during annealing, .
  • the water-cooling method tries to secure the martensite by controlling the alloy element due to the deterioration of the productivity due to the problems such as the material deviation and the defective shape. That is, by adding at least a certain amount of hardenable elements such as Mn and Cr, martensite is secured even at a low cooling rate.
  • such a method may cause problems such as deterioration of weldability due to addition of a high alloy element. Therefore, in the present invention, the carbon content, which has the greatest influence on the weldability, was minimized. Therefore, the carbon content is limited to 0.09% or less in the present invention.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention includes microstructure of a transformed structure, which contains 50% or more of bainite and 20 to 40% of tempered martensite in an area fraction.
  • a transformed structure which contains 50% or more of bainite and 20 to 40% of tempered martensite in an area fraction.
  • the content of tempered martensite in the microstructure is less than 20%, the desired strength can not be satisfied. If the content is more than 40% The elongation can be lowered.
  • the average grain size of the tempered martensite may be 2 ⁇ or less, the average grain size of bainite may be 3 ⁇ or less, and the area fraction of the bainite structure having a grain size exceeding 3 ⁇ may be 5% or less.
  • the bending workability, elongation flangeability and yield ratio to be obtained in the present invention can not be achieved when the average particle diameter of the martensite is 2 mu m or more and the mean particle size of bainite is 3 mu m or more.
  • the distribution density of nanoparticles having a diameter of 10 nm or less in the bainite and the tempered martensite structure may be 150 / ⁇ 2 or more.
  • the size of the precipitate in order to improve the strength of the microstructure.
  • the precipitate having a size of 10 nm or less is secured at 150 / ⁇ m 2 or more, .
  • the strength of the matrix structure is increased by the fine precipitates in the steel, so that it is possible to manufacture a high strength steel sheet having an extensional hardness ratio of 1.3 or less and a HER value of 50% or more and excellent in elongation flangeability and yield strength.
  • the nano-precipitates may be (Ti, Nb, Cr) C precipitates.
  • the steel sheet may have a tensile strength of 980 MPa or more and a yield strength of 780 MPa or more.
  • the steel sheet may have a yield ratio of 0.8 or more and a HER value of 50% or more.
  • a zinc plated layer may be formed on at least one surface of the steel sheet.
  • a method for producing a high yield strength high strength steel sheet according to another preferred embodiment of the present invention is characterized by comprising 0.04 to 0.09% of C, 0.2 to 4.0% of Si (excluding 0%), 2.0 to 3.5% of Mn, : 0.3 to 1.2%, Ti: 0.03 to 0.08%, Nb: 0.01 to 0.05%, B: 0.0010-0.0050%, Sol.Al: 0.01 to 0.10%, P: 0.001 to 0.10% %), N: not more than 0.010% (excluding 0%), the remainder Fe and unavoidable impurities, and the content of Si, Cr and C satisfies the following relational expression (1).
  • each component means a weight content
  • a primary cooling at a cooling rate of 1 to 20 ° C / sec to a temperature of 600 to 700 ° C;
  • the annealing temperature (a, ⁇ ⁇ ) satisfies the following relational expression (3).
  • the hot rolled steel sheet is obtained by hot-rolling the slab having the above-mentioned steel composition so that the temperature at the finish rolling exit side becomes Ar 3 to Ar 3 + 50 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet thus hot-rolled is rolled in a temperature range of 600 to 750 ° C.
  • the coiling temperature is less than 600 ⁇ ⁇ , excessive martensite or bainite is generated to cause an excessive increase in strength of the hot-rolled steel sheet, which may cause manufacturing problems such as defects in shape due to load during cold rolling.
  • the temperature exceeds 750 ° C, the pickling property deteriorates due to an increase in the surface scale. Therefore, the coiling temperature is preferably limited to 600 to 750 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a reduction ratio of 40 to 70% to obtain a cold-rolled steel sheet. It is preferable to conduct the pickling process before cold-rolling the hot-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled cold-rolled steel sheet as described above is continuously annealed in a temperature range of Ac 3 -60 to Ac 3 ° C.
  • the cold-rolled steel sheet undergoes a continuous annealing process to provide the base of the microstructure of the present invention.
  • the continuous annealing is preferably performed at a temperature range of Ac 3 -60 to Ac 3 ° C.
  • the annealing temperature is lower than the Ac 3 -60 ° C, a large amount of ferrite is produced to lower the yield strength. Therefore, it is difficult to secure a yield ratio of 0.8 or more at a yield ratio. In particular, a large amount of ferrite is produced, The condition of deviation 1.3 or less can not be satisfied.
  • the annealing temperature is higher than Ac 3 ⁇ , the size of the martensite phase produced upon cooling due to the increase in the size of the osteon grains due to the high-temperature annealing can not satisfy the preferable microstructure particle size of the present invention.
  • the annealing temperature increases, the amount of annealed oxide increases in the surface layer portion, and the adhesion of the plating becomes poor. Even if the above annealing temperature condition is satisfied, if the annealing temperature does not satisfy the following relational expression 3, the plating wettability becomes poor and the adhesion of the plating becomes poor.
  • the continuous annealing step After the continuous annealing step, it is first cooled to a temperature of 600 to 700 ° C at a cooling rate of 1 to 20 ° C / sec.
  • This primary cooling step is a process of transforming most of the austenite into martensite by inhibiting ferrite transformation.
  • the ferrite fraction When the cooling end temperature in the primary cooling is less than 600 ° C, the ferrite fraction may increase, and when it exceeds 700 ° C, the ferrite fraction may increase.
  • the ferrite fraction may increase. If the cooling rate exceeds 20 ° C / sec, there is no problem. However, It can be limited to seconds.
  • the secondary cooling is carried out at a cooling rate of 5 to 20 DEG C / sec to a temperature of Ms-100 to Ms DEG C.
  • the secondary cooling step starts to transform the austenite into martensite, but does not cool to below the temperature at which the martensitic transformation ends. This provides a tempered martensite structure.
  • the ferrite fraction may increase. If the cooling rate exceeds 20 ° C / sec, the coil shape may be twisted due to quenching.
  • the overcoat treatment is performed.
  • the aging time in the aging step is controlled such that the entire structure is an area fraction of 50% or more of bainite and 20 to 40% of tempered martensite.
  • a zinc-based plating step of forming a zinc-based plating layer on at least one side of the steel sheet after the overflowing step is a zinc-based plating step of forming a zinc-based plating layer on at least one side of the steel sheet after the overflowing step.
  • step of skin pass rolling at an elongation of 0.1 to 1.0% after or after the overcoating step or after the zinc plating step.
  • skin pass rolling of a textured steel will result in an increase in yield strength of at least 50 MPa with little increase in tensile strength. If the elongation is less than 0.1%, it is difficult to control the shape. If the elongation is more than 1.0%, the workability is highly unstable due to the high elongation, so that the elongation at the time of skin pass rolling is preferably limited to 0.1 to 1.0%.
  • a method of producing a high-yield, high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or higher, a yield strength of 780 MPa or higher, a yield ratio of 0.8 or higher, and a HER value of 50% A yield-free high strength steel sheet can be obtained.
  • the steel slabs having the steel composition shown in Table 1 and satisfying the conditions of Table 2 were reheated at a temperature of 1200 ⁇ for one hour in a heating furnace, hot rolled under the conditions shown in Table 3, and then wound.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled at a cold-reduction rate of 45% to prepare a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to continuous annealing, primary and secondary cooling under the conditions shown in Table 3, and skin pass rolling was performed at a reduction ratio of 0.2%. At this time, the primary cooling was carried out up to 650 ° C.
  • FDT denotes the hot finish rolling temperature
  • CT denotes the coiling temperature
  • SS denotes the continuous annealing temperature
  • RCS denotes the secondary cooling end temperature
  • the skin pass rolled cold rolled steel sheet as described above was examined for the microstructure fraction, the average particle diameter of martensite (TM) and bainite (B), the interphase hardness ratio, and the distribution density of nanoparticles in steel of 10 nm or less, are shown in Table 4 below.
  • the hardness of the metamorphic structure was measured by using a nanoindenter (NT110) instrument and measuring 100 points with a load of 2g in square, and the values excluding the maximum and minimum values were utilized.
  • bainite, martensite and nano-precipitates were evaluated by FE-TEM.
  • the size and distribution density of nano-precipitates were evaluated by FE-TEM images of precipitate texture using an image analyzer. The fraction of microstructure was observed by SEM and then image analyzer was used.
  • the plating layer is evaluated as a normal material if the plating layer is not peeled off.
  • the normal material was denoted by O
  • the plating release material was denoted by X.
  • the inventions satisfying the steel composition and the manufacturing conditions of the present invention show a tensile strength of 980 MPa or more, a yield strength of 780 MPa or more, a yield ratio of 0.8 or more and a HER value of 50% or more, , The yield strength, the yield ratio, and the hole expandability (HER), as well as the plating wettability and elongation.
  • the inventive example (5-1) according to the present invention shows that the average particle diameter of martensite is 2 ⁇ or less and the average particle diameter of double bainite is 3 ⁇ or less.
  • At least one condition of the steel composition and the manufacturing conditions of the present invention is not satisfied, at least one of tensile strength, yield strength, yield ratio, HER value and plating wettability is insufficient or insufficient Able to know.
  • the components satisfy the range of the present invention, but the RCS temperatures of the secondary cooling conditions are 440 ° C and 450 ° C, and the cooling temperatures below the Ms temperature
  • the austenite produced by annealing at high temperature failed to be transformed into martensite, but the bainite and granular bainite, which are high temperature transformation phases, were produced and a coarse transformation phase was formed.
  • These coarse transformation phases have a low yield ratio due to the high intermodal hardness ratio of microstructure and cause the HER value to deteriorate.
  • Comparative Example (6-2) the annealing temperature was so low that it was annealed in an abnormal range.
  • the bain or knit fraction was 41% and the tempered martensite transformation fraction was 10%, failing to satisfy the microstructure fraction of the present invention .
  • the formation of such ferrite resulted in an increase in the interhardness hardness ratio deviation, resulting in a low yield ratio and deterioration of the HER value.
  • Comparative Example (6-3) the annealing temperature was as high as 890 DEG C, and the size of the martensite structure produced upon cooling increased due to the increase in the size of the osteonite grains due to the high temperature annealing.
  • the average particle diameter could not be made to be 3 ⁇ or less, and the yield ratio and the HER value deteriorated.
  • the comparative examples (10 to 15 and 17) did not satisfy the relational expression (1).
  • This increase in carbon serves to increase the strength of the martensite produced in the quenching step after annealing.
  • all of the martensite is not tempered and remains in the form of ruthenium after the quenching.
  • the strength decreases due to the precipitation of carbon, but the untaminated rut-type martensite is very stable martensite and has very high strength due to the added carbon. Therefore, when the carbon content exceeds the content indicated in the present invention, the HER value and the yield ratio do not meet the criteria set forth in the present invention due to the increase in the strength difference between the rut martensite and the tempered martensite produced in the over- I can not.
  • the plating wettability was poor due to the failure to satisfy the relation (3).
  • Mn-B-based oxides are formed on the surface during annealing, so that the wettability of the molten zinc and the composite oxide is weakened and the plating wettability is weakened.
  • the annealing temperature is low even when the content of B and Mn is increased, the Mn-B oxide is less generated and the plating adhesion is good.
  • Comparative Examples (12 to 17) the carbon content or the content of Mn, Cr, Ti and Nb did not satisfy the range of the present invention.
  • the C content was high, the interhard hardness ratio was high, and the yield ratio and HER value deteriorated due to the formation of coarse martensite.
  • Comparative Examples (13 and 14) sufficient martensite transformation did not occur due to low Mn or Cr content, and Comparative Example (16) had a very high Si content. Generally, when Si is added as an element to form ferrite, ferrite generation is promoted upon cooling. In Comparative Example (16), the amount of martensite generated due to the high Si addition was 11%, which did not satisfy the criteria set forth in the present invention, and the yield ratio was low and the HER value deteriorated due to an increase in interhard hardness ratio.
  • Comparative Example (17) is a case where the content of Ti and Nb does not satisfy the content range of the present invention.
  • Ti and Nb bind to carbon to form nano-precipitates, and these nano-precipitates strengthen the matrix to reduce difference in hardness between phases.
  • Ti and Nb were so small that sufficient precipitates could not be formed.
  • the yield ratio and the HER value deteriorated due to the distribution of nano-precipitates and the increase in interhard hardness ratio.

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Abstract

본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고 항복비를 갖고 도금젖음성 및 신장플랜지성이 우수한 고 강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고 항복비를 갖고 도금젖음성 및 신장플랜지성이 우수한 고 강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 고강도 강판의 사용이 요구되고 있다. 특히, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확대되면서 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조 부재에 항복강도가 우수한 고강도 강판이 채용되고 있다. 구조부재는 인장강도 대비 항복강도, 즉, 항복비(항복강도/인장강도)가 높을수록 충격에너지 흡수에 유리한 특징을 가지고 있다. 그러나, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연신율이 감소하게 됨으로써, 성형가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 그러나, 상기 방법 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어렵다는 단점이 있다.
한편, 석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄, 질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄, 질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 상기 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점을 가지고 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 됨으로써, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄, 질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.
한편, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 혹은 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러가지가 개발되어 왔다. 그러나, 이러한 개량 고강도강에서 구현 가능한 인장강도는 (물론, 탄소량을 높여서 보다 강도를 높일 수 있으나, 점 용접성등의 실용적 측면을 고려할 때) 약 1200Mpa급 수준이 한계이다. 또한, 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용은 고온에서 성형후 수냉하는 다이(die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의하여 최종 강도를 확보하는 핫 프레스 포밍(Hot Press Forming)강이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다 및 열처리 및 공정비용이 높아서 적용확대가 크지 않다.
최근에는 충돌시 승객의 안정성을 보다 향상시키고자 차량의 시트 부품의 고강도화와 경량화가 동시에 진행되고 있다. 이러한 부품은 롤 포밍 뿐만 아니라 프레스성형의 두가지 방법으로 제조되고 있다. 시트 부품은 승객과 차체를 연결하는 부품으로서 충돌시 승객이 밖으로 튕겨져 나가지 못하도록 높은 응력으로 지지해주어야 한다. 이를 위해서는 높은 항복강도, 항복비가 필요하다.
또한 가공되는 부품의 대부분이 신장플랜지성을 요구하는 부품으로서 구멍확장성이 우수한 강재의 적용이 요구되고 있다.
항복강도를 높이기 위한 대표적인 제조방법으로는 연속소둔시 수냉각을 이용하는 것이다. 즉 소둔공정에서 균열시킨 후 물에 침적하여 템퍼링을 시킴으로써 미세조직이 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지는 강판을 제조할 수 있다. 그러나 이러한 방법은 수냉각시 폭방향, 길이방향 온도편차로 인하여 형상 품질이 열위하게 되어 롤포밍 적용시 작업성 열화 및 위치별 재질 편차등을 나타내는 등 매우 심각한 단점이 존재하고 있다.
종래기술의 하나로서, 특허문헌 1을 들 수 있는데, 여기서는 탄소 0.18%이상의 강재를 연속소둔후 상온까지 수냉한 다음, 120~300℃의 온도로 1~15분간의 과시효 처리를 실시하여, 미세조직이 80~97 체적% 의 마르텐사이트를 포함하는 강재를 제조하는 기술을 개시하고 있다. 특허문헌 1에서와 같이 수냉 후 템퍼링하는 방식에 의해 초고강도강을 제조할 경우 항복비는 매우 높으나 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상품질이 열화하는 문제가 발생한다. 따라서 롤포밍 가공시 부위에 따른 재질불량, 작업성 저하등의 문제가 발생한다.
또한 다른 종래기술의 하나로서, 특허문헌 2를 들 수 있는데, 여기서는 템퍼링 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻고 연속소둔 후의 판형상도 뛰어난 냉연강판의 제조방법을 개시하고 있는데, 탄소가 0.2%이상으로 높아서 용접성의 열위와 Si다량 함유에 기인한 로내 덴트 유발 가능성이 염려된다.
또한, 상기 종래 기술에서는 성분 및 조업조건에 따라 도금 젖음성이 열위하여 도금박리가 발생하는 문제가 있다.
따라서, 상술한 문제점을 해결하여, 높은 항복비와 구멍가공성을 나타내면서도 도금 젖음성이 우수한 고강도 강재가 요구되고 있는 실정이다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1992-289120호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2010-090432호
본 발명의 바람직한 일 측면은 도금젖음성 및 신장플랜지성이 우수한 고항복비형 고 강도 강판을 제공하고자 한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 도금젖음성 및 신장플랜지성이 우수한 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.2%이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.5%, Cr: 0.3~1.2%, Ti: 0.03~0.08%, Nb: 0.01~0.05%, B: 0.0010-0.0050%, Sol.Al: 0.01~0.10%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하(0% 포함), N: 0.010%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Cr 및 C의 함량이 하기 관계식(1)을 만족하고,
[관계식 1]
(Si + Cr) / 2C ≥ 5
(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
그리고 미세조직으로 면적분율로 50%이상의 베이나이트, 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함하고, 강판의 두께 1/4t(여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 하기 관계식(2)로 표현되는 베이나이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상의 경도비가 1.3 이하인 고항복비형 고 강도 강판이 제공된다.
[관계식 2]
(HB/HTM) ≤ 1.3
(여기서, HB은 베이나이트 경도, HTM은 템퍼드 마르텐사이트 경도를 의미한다.)
상기 템퍼드 마르텐사이트의 평균입경은 2㎛이하일 수 있고, 베이나이트의 평균입경은 3㎛이하일 수 있고, 입경이 3㎛를 초과하는 베이나이트 조직의 면적 분율이 5% 이하일 수 있다.
상기 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 조직 중 직경 10㎚ 이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛2 이상일 수 있다.
상기 강판은 980MPa 이상의 인장강도 및 780MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다.
상기 강판은 0.8이상의 항복비 및 50%이상의 HER값을 가질 수 있다.
상기 강판의 적어도 일면에는 아연계 도금층이 형성되어 있을 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.2%이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.5%, Cr: 0.3~1.2%, Ti: 0.03~0.08%, Nb: 0.01~0.05%, B: 0.0010-0.0050%, Sol.Al: 0.01~0.10%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하(0% 포함), N: 0.010%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Cr 및 C의 함량이 하기 관계식(1)을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;
[관계식 1]
(Si + Cr) / 2C ≥ 5
(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
상기 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 열간압연단계;
상기 열연강판을 600~750℃의 온도 범위에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 냉간압연단계;
상기 냉연강판을 Ac3-60~Ac3℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔하는 단계 이후 600~700℃의 온도까지 1~20℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각하는 단계 이후, Ms-100~Ms℃의 온도까지 5~20℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각하는 단계 이후, 과시효처리하는 과시효단계를 포함하고, 상기 Mn 및 B 함량과 소둔온도(a,℃)가 하기 관계식(3)을 만족하는 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법이 제공된다.
[관계식 3]
19000[B]+4.5[Mn]+0.06a≤104
(여기서, [B], [Mn]은 해당 원소의 중량%를 의미함)
상기 과시효시키는 단계에서 시효 시간은 전체 조직 중 면적분율로 50%이상의 베이나이트, 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트가 되도록 제어될 수 있다.
상기 과시효시키는 단계 이후에, 강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 형성시키는 아연계 도금단계를 더 포함할 수 있다.
상기 과시효 단계 후, 또는 상기 아연계 도금단계 후에, 0.1~1.0%의 연신율로 스킨패스압연하는 단계를 추가로 더 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 980MPa 이상의 높은 인장강도를 가질 뿐만 아니라 도금 젖음성 및 신장플랜지성이 우수한 고항복비형 고 강도 강재를 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예(발명예 5-1)에 따른 미세 조직을 나타낸 사진이다
도 2는 B 첨가 시 B-Mn계 산화물 형성이 증가하게 되어 도금 젖음성이 열위해지는 것을 설명하기 위한 모식도이다.
도 3은 도금 젖음성 평가 기준을 설명하기 위한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다.
그러나, 본 발명의 실시 형태는 당해 기술 분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
또한, 본 발명의 실시 형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다.
덧붙여, 명세서 전체에서 어떤 구성요소를 '포함'한다는 것은 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있다는 것을 의미한다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 고항복비형 고 강도 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 고항복비형 강판은 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.2%이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.5%, Cr: 0.3~1.2%, Ti: 0.03~0.08%, Nb: 0.01~0.05%, B: 0.0010-0.0050%, Sol.Al: 0.01~0.10%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하(0% 포함), N: 0.010%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Cr 및 C의 함량이 하기 관계식(1)을 만족하고,
[관계식 1]
(Si + Cr) / 2C ≥ 5
(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
그리고 미세조직으로 면적분율로 50%이상의 베이나이트, 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함하고, 강판의 두께 1/4t(여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 하기 관계식(2)로 표현되는 베이나이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상의 경도비가 1.3 이하이다.
[관계식 2]
(HB/HTM) ≤ 1.3
(여기서, HB은 베이나이트 경도, HTM은 템퍼드 마르텐사이트 경도를 의미한다.)
이하, 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C: 0.04~0.09중량%(이하,"%"라고도 함)
탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 탄소는 고강도화를 도모하고 변태조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 탄소함량이 증가하게 되면 강중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 하지만 그 양이 0.09%를 초과하면 마르텐사이트의 강도는 높아지나 탄소농도가 낮은 페라이트와의 강도차이가 증가한다. 이러한 강도차이는 응력부가 시 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하기 때문에 신장플랜지성이 저하한다. 또한 용접성이 열위하여 부품 가공시 용접결함이 발생하게 된다. 반면 탄소함량이 0.04% 미만으로 낮아지면 본 발명에서 제시하는 마르텐사이트의 강도를 확보하기 어렵기 때문에 C의 함량은 0.04~0.09%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 C의 함량은 0.05~0.09%인 것이 보다 바람직하다.
Si: 0.2%이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트 중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성시켜 마르텐사이트의 강도 상승을 방해하는 원소이다. 또한 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라 화성 처리성을 떨어뜨리기 때문에 가능한 첨가를 제한하는게 바람직하다. 따라서, Si의 함량은 0.2%이하(0% 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 2.0~3.5%
망간(Mn)은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키고, 황을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이며, 동시에 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 그 함량이 2.0% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있고, 3.5%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 및 도금젖음성의 열위 등의 문제가 발생될 가능성이 높기 때문에 망간의 함량은 2.0~3.5%의 범위로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 망간의 함량은 2.3~3.2%이다.
Cr: 0.3~1.2%
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 저온 변태상인 마르텐사이트를 형성하는데 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 함량이 0.3% 미만인 경우 상술한 효과를 확보하기 어렵고, 1.2%를 초과하면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과도한 열연강도 증가도 냉간압연성이 열화하는 문제가 발생하므로 Cr의 함량은 0.3~1.2%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 Cr의 함량은 0.3~1.0%인 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0.03~0.08% 및 Nb: 0.01~0.05%
티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 나노석출물에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 이들 원소를 첨가하게 되면 탄소와 결합하여 매우 미세한 나노석출물을 형성하게 된다. 이러한 나노 석출물은 기지조직을 강화시켜 상간의 경도차이를 감소시키는 역할을 한다.
본 발명에서 티타늄의 함량은 0.03~0.08%로 한정하는 것이 바람직하고, 니오븀의 함량은 0.01~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. 상기 각 원소의 함량이 상기 각 성분의 함량의 하한 값 미만일 경우, 나노 석출물의 분포밀도가 줄어들고 상간 경도비의 편차가 커지게 되며, 각 원소의 함량이 함량이 상기 각 성분의 함량의 하한 값을 초과하면, 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 한편, 상기 Ti는 0.03~0.06%인 것이 보다 바람직하다.
B: 0.0010-0.0050%
붕소(B)는 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고 마르텐사이트의 형성을 촉진하는 원소로서 첨가된다. 하지만, 함량이 0.0010% 미만인 경우는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 0.0050%를 초과하면 소둔 시 소둔산화물이 다량 발생하여 도금젖음성이 열위해지고, 합금철 과다에 따라 원가가 상승되므로 그 함량은 0.0010%~0.0050%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.01~0.10%
가용 알루미늄(Sol.Al)은 산소와 결합하여 탈산작용을 일으키고, 실리콘과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어렵고, 0.1%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라, 제조비용이 증가하므로, Sol.Al의 함량은 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.10%
인(P)은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 한다. 그 함량이 0.001% 미만인 경우 그 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 제조비용의 문제를 야기하는 반면, 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있기 때문에 함량은 0.001~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.010%이하(0% 포함),
황(S)은 강중 불순물 원소로서 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.010%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 상기 S의 함량은 0.010%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.010%이하(0%는 제외),
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분으로서, 0.010%를 초과하는 경우 AlN형성 등을 통한 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가되므로 그 상한은 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 Si, Cr 및 C의 함량은 하기 관계식(1)을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
(Si + Cr) / 2C ≥ 5
(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
상기 Si, Cr 및 C의 함량이 상기 관계식 1을 만족시키지 않는 경우에는 강도가 저하되는 문제가 있다.
상기 관계식 1에서 (Si + Cr) / 2C 의 값이 5이상이 되어야 강도 확보가 가능하고, 그리고 2차상의 C함량을 줄일 수 있어서 상간강도 차이를 감소시킬 수 있다. 관계식 1은 특히, 페라이트 내 Si, Cr의 고용 농도를 높여 상간 경도차를 효과적으로 줄이기 위한 것이다. 상기 (Si + Cr) / 2C의 값은 5.2 이상인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 고항복비형 고 강도 강판은 미세조직으로 면적분율로 50%이상의 베이나이트, 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함하고, 강판의 두께 1/4t(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 하기 관계식(2)로 표현되는 베이나이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상의 경도비가 1.3 이하이다.
[관계식 2]
(HB/HTM) ≤ 1.3
(여기서, HB은 베이나이트 경도, HTM은 템퍼드 마르텐사이트 경도를 의미한다.)
우수한 신장플랜지, 예를 들면, HER 50%이상의 신장플랜지성과 고 항복비, 예를 들면, 0.8이상의 항복비를 갖는 강재를 제조하기 위해서는 미세조직 및 석출물의 제어가 매우 중요하다. 신장 플랜지성과 항복비를 동시에 증가시키는 방법으로는 저온 단상조직을 확보하는 기술이 필요하다. 일반적으로 저온조직중 가장 높은 강도를 가지는 조직이 마르텐사이트이며 기 공지된 바와 같이 가장 용이하게 마르텐사이트를 제조하는 방법은 소둔 시 오스테나이트가 충분히 형성될 수 있는 시간 동안 유지한 후 수냉을 하고 템퍼링처리하는 것이다.
그러나 수냉방식은 재질편차, 형상불량 등의 문제로 인한 생산성 열화로 본 발명에서는 합금원소 제어에 의한 마르텐사이트 확보를 도모하고자 하였다. 즉 Mn 및 Cr등의 경화능 원소를 일정량 이상 첨가함으로써 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트를 확보하는 기술이다. 그러나 이러한 방법은 높은 합금원소 첨가로 인한 용접성 열화 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 용접성에 가장 큰 영향을 미치는 탄소함량을 최소화하고자 하였다. 이에, 본 발명에서는 탄소함량을 0.09%이하로 제한한다.
본 발명과 같은 냉각조건에서 높은 항복비를 확보하기 위해서는 합금원소를 가능한 다량 첨가하여야 한다. 그러나 이러한 시도는 용접성 열화, 열연강도 증가 등의 문제를 추가로 야기하고 있으므로 이에 대한 해결이 필요하다. 그러나, 과도한 합금원소 첨가 없이도 마르텐사이트의 크기와 나노석출물을 제어할 경우 본 발명에서 제시하는 신장 플랜지성과 항복비를 만족할 수 있게 되는 것이다.
본 발명에 따른 고 강도 강판은, 변태조직의 미세조직으로 면적분율로 50%이상의 베이나이트 및 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트를 포함한다. HER과 항복비를 증가시키기 위해서는 가능한 100%의 변태조직(베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트)이 유리하다. 강도를 증가시키기 위해서는 변태조직의 크기를 가능한 작게 하는 것이 바람직하다. 마르텐사이트와 베이나이트의 평균입경이 본 발명의 범위를 벗어날 경우, 굽힘가공성 및 신장플랜지성과 항복비를 만족할 수 없었다.
상기 미세조직 중 베이나이트 분율이 50%미만인 경우에는 목적하는 강도를 만족시킬 수 없다.
상기 미세조직 중 템퍼드 마르텐사이트의 함량이 20% 미만인 경우에는 목적하는 강도를 만족시킬 수 없고, 40%를 초과하는 경우에는 연신율을 저하시킬 수 있다.
상기 템퍼드 마르텐사이트의 평균입경은 2㎛이하일 수 있고, 베이나이트 의 평균입경은 3㎛이하일 수 있고, 입경이 3㎛를 초과하는 베이나이트 조직의 면적 분율이 5% 이하일 수 있다.
상기 마르텐사이트의 평균입경이 2㎛이상으로 커지거나 베이나이트의 평균입경이 3㎛이상인 경우 본 발명에서 얻고자 하는 굽힘가공성, 신장플랜지성 및 항복비를 달성할 수 없다.
상기 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 조직 중 직경 10㎚ 이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛2 이상일 수 있다.
본 발명자의 연구에 의하면 미세조직의 강도향상을 위해서는 석출물의 크기를 가능한 작게 하는 것이 바람직하며, 특히 10nm이하의 석출물을 150개/㎛2이상으로 확보하게 되면 본 발명에서 제시하는 0.8이상의 높은 항복비를 확보할 수 있다. 또한 강중 미세석출물에 의해 기지조직의 강도가 증가하여 상간 경도비가 1.3이하로서 50%이상의 HER값을 가지는 신장 플랜지성과 항복강도가 우수한 고강도 강판의 제조가 가능하게 된다.
상기 나노 석출물은 (Ti, Nb, Cr)C 석출물일 수 있다.
신장 플랜지성 측면에서는 상간 강도비 제어가 매우 중요하므로 예를 들면, HER 50%이상을 확보하기 위해서는 미세조직내 연질상과 경질상의 경도비가 1.3이내로 제어할 필요가 있다. 변태상의 경도값과 더불어 상간 경도비를 만족하지 못하는 경우 50%이상의 HER값과 0.8이상의 항복비의 확보가 불가능하였다.
강판의 두께 1/4t(여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 하기 관계식(2)로 표현되는 베이나이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상의 경도비가 1.3을 초과하는 경우에는 상간강도편차가 증가하여 HER 및 굽힘가공성이 열위해 질 수 있다.
[관계식 2]
(HB/HTM) ≤ 1.3
(여기서, HB은 베이나이트 경도, HTM은 템퍼드 마르텐사이트 경도를 의미한다.)
상기 강판은 980MPa 이상의 인장강도 및 780MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있다.
상기 강판은 0.8이상의 항복비 및 50%이상의 HER값을 가질 수 있다.
상기 강판의 적어도 일면에는 아연계 도금층이 형성되어 있을 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.2%이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.5%, Cr: 0.3~1.2%, Ti: 0.03~0.08%, Nb: 0.01~0.05%, B: 0.0010-0.0050%, Sol.Al: 0.01~0.10%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하(0% 포함), N: 0.010%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Cr 및 C의 함량이 하기 관계식(1)을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;
[관계식 1]
(Si + Cr) / 2C ≥ 5
(여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
상기 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 열간압연단계;
상기 열연강판을 600~750℃의 온도 범위에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 냉간압연단계;
상기 냉연강판을 Ac3-60~Ac3℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔하는 단계 이후 600~700℃의 온도까지 1~20℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각하는 단계 이후, Ms-100~Ms℃의 온도까지 5~20℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각하는 단계 이후, 과시효처리하는 과시효단계를 포함하고, 상기 Mn 및 B 함량과 소둔온도(a,℃)가 하기 관계식(3)을 만족한다.
[관계식 3]
19000[B]+4.5[Mn]+0.06a≤104
(여기서, [B], [Mn]은 해당 원소의 중량%를 의미함)
열간압연단계
상기한 강 조성을 갖는 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
열간압연 시 출구측 온도가 Ar3 미만일 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고, 또한 열연코일의 상(top), 하(tail)부 및 가장자리가 단상영역으로 되어 면내 이방성의 증가 및 성형성이 열화될 수 있다. 반면, Ar3+50℃를 초과하게 되면 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다.
권취단계
상기와 같이 열간압연된 열연강판을 600~750℃의 온도 범위에서 권취한다.
상기 권취온도가 600℃미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래함으로써 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있다. 반면, 750℃를 초과하게 되면 표면 스케일의 증가로 산세성이 열화되므로, 권취온도는 600~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.
냉간압연단계
상기 권취 단계 후, 상기 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 열연강판을 냉간압연하기 전에 산세공정을 실시하는 것이 바람직하다.
상기 냉간압연 시 압하율이 40% 미만인 경우는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정이 매우 어렵다.
반면, 압하율이 70%를 초과하면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다.
연속소둔단계
상기와 같이 냉간압연된 냉연강판을 Ac3-60~Ac3℃의 온도 범위에서 연속소둔한다.
냉연강판은 연속소둔 과정을 거치면서 본 발명에서 목적하는 미세조직의 기반을 마련하게 된다. 연속소둔은 Ac3-60~Ac3℃의 온도구간에서 수행하는 것이 바람직하다. 소둔온도가 Ac3-60℃ 미만일 경우 페라이트가 다량으로 생성되어 항복강도가 낮아지기 때문에 항복비 0.8이상의 항복비를 확보하기 어렵고, 특히 다량의 페라이트 생성으로 변태상과의 상간 경도차이가 증가하여, 경도 편차 1.3이하의 조건을 만족할 수 없다. 한편, 소둔온도가 Ac3℃를 초과할 경우에는 고온소둔에 따른 오스트나이트 결정립크기 증가로 냉각시 생산되는 마르텐사이트상의 크기가 증가하여 본 발명의 바람직한 미세조직의 입경을 만족시킬 수 없다. 그리고 소둔온도가 증가할수록 표층부에 소둔산화물양이 증가하여 도금밀착성이 열위하게 된다. 또한, 상기 소둔온도 조건을 만족한다고 하더라도 소둔온도가 하기 관계식 3을 만족시키지 않으면 도금젖음성이 열위하게 되어 도금밀착성이 떨어진다.
[관계식 3]
19000[B]+4.5[Mn]+0.06a≤104
(여기서, [B], [Mn]은 해당 원소의 중량%를 의미하고, a는 소둔온도(℃)를 나타냄 )
1차 냉각단계
상기 연속소둔하는 단계 이후 600~700℃의 온도까지 1~20℃/초의 냉각속도로 1차 냉각한다.
이러한 1차 냉각 단계는 페라이트 변태를 억제하여 대부분의 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키는 공정이다.
1차 냉각 시 냉각종료온도가 600℃미만인 경우에는 페라이트분율이 증가할 수 있고, 700℃를 초과하는 경우에는 페라이트 분율이 증가할 수 있다.
1차 냉각 시 냉각속도가 1℃/초 미만인 경우에는 페라이트 분율이 증가할 수 있고, 20℃/초를 초과하더라도 문제는 없지만, 냉각설비의 냉각능 등을 고려하여 냉각속도의 상한은 20℃/초로 한정할 수 있다.
2차 냉각단계
상기 1차 냉각하는 단계 이후, Ms-100~Ms℃의 온도까지 5~20℃/초의 냉각속도로 2차 냉각한다.
2차 냉각단계에서는 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키는 것을 시작하기는 하지만, 마르텐사이트 변태가 종료되는 온도 아래까지 냉각시키지는 않는 것이다. 이를 통해 템퍼드 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있다.
Ms-100~Ms℃의 온도범위까지 2차냉각을 수행하고, 이후 온도를 유지하면서 과시효 처리를 함으로써, 코일의 폭방향, 길이방향 형상확보와 더불어 높은 항복강도 및 높은 구멍가공성(HER)을 확보할 수 있게 된다.
2차 냉각 시 냉각 종료온도가 Ms-100℃ 미만일 경우에는 과시효 처리 동안 마르텐사이트량이 과도하게 증가하여 항복강도와 인장강도가 동시에 증가하고 연성이 매우 열화된다. 특히, 급냉에 따른 형상 열화가 발생하여 자동차 부품 가공시 작업성 열화 등이 발생할 수 있다. 한편 Ms를 초과하는 온도까지 냉각할 경우, 소둔시 생성된 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 못하고 고온변태상인 베이나이트, 그래뉼라 베이나이트(granular bainite)등으로 생성되어 항복강도가 급격히 열화되는 문제가 발생한다. 이러한 조직의 발생은 항복비의 저하와 더불어 구멍확장성의 열화를 수반하여 본 발명에서 제시하는 신장플랜지성이 우수한 고항복비형 고강도강을 제조할 수 없다.
2차 냉각 시 냉각속도가 5℃/초 미만인 경우에는 페라이트 분율이 증가할 수 있고, 20℃/초를 초과하는 경우에는 급냉에 의해 코일 형상이 뒤틀리는 등 품질 문제가 발생할 우려가 있다.
과시효단계
상기 2차 냉각단계 이후, 과시효처리한다.
과시효단계에서 시효 시간은 전체 조직이 면적분율 50%이상의 베이나이트, 20~40%의 템퍼드마르텐사이트가 되도록 조절되는 것이 바람직하다.
상기 과시효단계 이후에, 강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 형성시키는 아연계 도금단계를 더 포함할 수 있다.
스킨패스압연단계
상기 과시효단계 이후, 또는 아연계 도금단계 이후에, 0.1~1.0%의 연신율로 스킨패스압연하는 단계를 추가로 더 포함할 수 있다.
통상적으로 변태조직강을 스킨패스압연하는 경우 인장강도의 증가는 거의 없이 적어도 50MPa이상의 항복강도 상승이 일어난다. 연신율이 0.1% 미만이면 형상의 제어가 어렵고, 1.0%를 초과할 경우 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해지므로 스킨패스압연 시 연신율은 0.1~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법에 의하면, 980MPa이상의 인장강도, 780MPa이상의 항복강도, 0.8 이상의 항복비 및 50%이상의 HER값을 가질 뿐만 아니라 도금 젖음성도 우수한 고항복비형 고 강도 강판을 얻을 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 강 조성을 갖고 하기 표 2의 조건을 만족시키는 강 슬라브를 가열로에서 1200℃온도에서 1시간 재가열하고 표 3의 조건으로 열간압연을 실시한 후 권취하였다.
상기 열연강판을 산세한 후, 45%의 냉간압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조하였다.
상기 냉연강판을 하기 표 3의 조건으로 연속소둔, 1차 및 2차 냉각을 실시한 다음, 0.2%의 압하율로 스킨패스 압연을 실시하였다. 이때, 1차 냉각은 650℃까지 실시되었다.
하기 표 3에서 FDT는 열간 마무리 압연온도를, CT는 권취온도를, SS는 연속소둔온도를, RCS는 2차 냉각종료온도를 나타낸다.
상기와 같이 스킨패스 압연된 냉연강판에 대하여 미세조직분율, 마르텐사이트(TM) 및 베이나이트(B)의 평균입경, 상간 경도비 및 강중 10nm이하의 나노석출물의 분포밀도를 조사하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
여기서 변태조직의 경도는 나노인덴터(Nano-Indenter, NT110)기기를 이용하여 2g의 하중으로 100point를 정방형으로 측정하여 최대, 최소값을 제외한 값들을 활용하였다. 또한 베이나이트, 마르텐사이트와 나노석출물는 FE-TEM을 통해 평가하였다. 특히 나노석출물의 크기 및 분포밀도는 FE-TEM으로 측정된 석출물 조직사진을 image analyzer(화상해석) 설비를 이용하여 평가하였다. 또한 미세조직의 분율은 SEM으로 관찰 후 image analyzer(화상해석) 설비를 이용하였다.
또한, JIS 5호 인장시험편을 제작하여 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(T-El), HER, 항복비(YR) 및 도금 젖음성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.
하기 표 5의 도금 젖음성 평가는 도 3에서와 같이, 도금재 표층에 씰러(Sealer)를 접착을 해서 씰러를 제거 할 경우 도금층이 벗겨지지 않으면 정상재로 평가하고, 도금층이 박리될 경우에는 도금박리재로 평가하였으며, 정상재는 O로 표시하고, 도금박리재는 X로 표시하였다.
한편, 발명예(5-1)에 대한 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
Figure PCTKR2018014272-appb-T000001
Figure PCTKR2018014272-appb-T000002
Figure PCTKR2018014272-appb-T000003
Figure PCTKR2018014272-appb-T000004
Figure PCTKR2018014272-appb-T000005
상기 표 1 내지 표 5에 나타난 바와 같이, 본 발명의 강 조성과 제조조건을 만족하는 발명예들은 980MPa이상의 인장강도, 780MPa이상의 항복강도, 0.8 이상의 항복비 및 50%이상의 HER값을 나타내고 있어 인장강도, 항복강도, 항복비, 구멍확장성(HER)이 우수할 뿐만 아니라 도금 젖음성 및 연신율도 우수함을 알 수 있다.
도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 발명예(5-1)은 마르텐사이트 평균입경이 2㎛이하이며, 이중 베이나이트의 평균입경이 3㎛ 이하임을 알 수 있다.
이에 반해, 본 발명의 강 조성과 제조조건 중 적어도 하나의 조건을 만족시키지 못하는 비교예들의 경우에는 인장강도, 항복강도, 항복비, HER값 및 도금 젖음성 중 적어도 하나의 물성이 열위하거나 충분치 않음을 알 수 있다.
비교예(2-1과 5-2)의 경우에는 성분은 본 발명 범위를 만족하지만 2차 냉각조건인 RCS온도가 440℃와 450℃로서 본 발명에서 제시하는 Ms온도 이하의 냉각온도를 만족하지 못하여 고온 과시효에 의해 소둔시 생성된 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 못하고 고온변태상인 베이나이트, 그래뉼라 베이나이트(granular bainite)등으로 생성되어 조대한 변태상이 발생하였다. 이러한 조대 변태상들은 미세조직의 상간 경도비가 높아 항복비가 낮고 HER값이 열화를 초래하였다.
비교예(6-2)는 소둔온도가 매우 낮아 이상역에서 소둔되었으며, 이로 인해 베이나니트 분율이 41% 및 템퍼트마르텐사이트 변태분율은 10%로서 본 발명의 미세조직 분율을 충족시키지 못하고 있다. 이러한 페라이트의 생성은 상간경도비 편차 증가를 유발시켜 항복비가 낮고 HER값이 열화한 결과를 초래하였다.
비교예(6-3)은 소둔온도가 890℃로 매우 높아 고온소둔에 따른 오스트나이트 결정립크기 증가로 냉각시 생산되는 마르텐사이트 조직 크기가 증가하여, 마르텐사이트 평균입경이 2㎛ 이하이면서 베이나이트의 평균입경이 3㎛ 이하로 제조할 수 없었고, 이로 인해 항복비와 HER값이 열화되었다.
비교예(10~15 및17)은 관계식1을 만족하지 못한 것이다. 이러한 탄소의 증가는 소둔후 급냉공정에서 생성되는 마르텐사이트의 강도를 증가시키는 역할을 하게 된다. 그러나 급냉후 과시효처리시 모든 마르텐사이트가 템퍼링되지 못하고 래쓰형으로 잔존하고 있다. 이때 발생하는 템퍼드 마르텐사이트의 경우는 탄소의 석출로 인해 강도가 감소하게 되지만 템퍼링되지 못한 래쓰형 마르텐사이트는 매우 안정적인 마르텐사이트로서 첨가된 탄소로 인해 매우 높은 강도를 가지게 된다. 따라서 탄소함량이 본 발명강에서 제시한 성분을 초과하게 되면 래쓰 마르텐사이트와 과시효처리에서 생성된 템퍼드 마르텐사이트간의 강도차이 증가로 인해 HER값과 항복비가 본 발명강에서 제시하는 기준을 만족하지 못하게 된다.
비교예(1-3, 5-2, 5-3, 6-3, 10,11,12, 15, 16, 17)는 관계식 3을 만족하지 못하여 도금젖음성이 열위하게 나왔다. B, Mn 함량이 증가할수록 소둔시 표면에 Mn-B계 산화물이 형성이 되어 용융아연과 복합산화물의 젖음성을 약화되게 되어 도금젖음성을 열위하게 한다. B, Mn이 함량이 증가하더라도 소둔온도가 낮을 경우에는 Mn-B 산화물이 덜 생성이 되어 도금밀착성은 양호하다.
비교예(12~17)은 탄소함량 또는 Mn, Cr, Ti, Nb 함량이 본 발명 성분 범위를 만족하지 못한 것이다. 비교예(12, 15)는 C함량은 높아서 상간 경도비가 높고 조대한 마르텐사이트의 생성에 의해 항복비와 HER값이 열화하였다.
비교예(13 및 14)는 낮은 Mn 또는 Cr 함량으로 인해 충분한 마르텐사이트의 변태가 발생하지 않았으며, 비교예(16)은 Si 함량이 매우 높은 것이다. 일반적으로 Si는 페라이트 형성원소로서 첨가량이 증가하게 되면 냉각시 페라이트 생성을 촉진하게 된다. 비교예(16)은 높은 Si첨가로 인해 생성되는 마르텐사이트량이 11%로서 본 발명에서 제시하는 기준을 만족하지 못하였으며, 상간 경도비 증가등으로 항복비가 낮고 HER값이 열화하였다.
비교예(17)은 Ti 및 Nb함량이 본 발명 성분 범위를 만족하지 못한 경우이다. 앞서 언급한 바와 같이 Ti, Nb는 탄소와 결합하여 나노 석출물을 형성시키고, 이러한 나노 석출물은 기지조직을 강화시켜 상간의 경도차이를 감소시키는 역할을 한다. 그러나 비교예(17)은 Ti, Nb가 매우 적어 충분힌 석출물을 형성하지 못하게 되고, 이로 인해 나노석출물 분포, 상간 경도비 증가등으로 항복비와 HER값이 열화하였다.
이상 본 발명의 실시예를 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.
그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변경된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.2%이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.5%, Cr: 0.3~1.2%, Ti: 0.03~0.08%, Nb: 0.01~0.05%, B: 0.0010-0.0050%, Sol.Al: 0.01~0.10%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하(0% 포함), N: 0.010%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Cr 및 C의 함량이 하기 관계식(1)을 만족하고,
    [관계식 1]
    (Si + Cr) / 2C ≥ 5
    (여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
    그리고 미세조직으로 면적분율로 50%이상의 베이나이트, 20~40%의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 페라이트를 포함하고, 강판의 두께 1/4t(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 하기 관계식(2)로 표현되는 베이나이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상의 경도비가 1.3 이하인 고항복비형 고 강도 강판.
    [관계식 2]
    (HB/HTM) ≤ 1.3
    (여기서, HB은 베이나이트 경도, HTM은 템퍼드 마르텐사이트 경도를 의미한다.)
  2. 제1항에 있어서, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 평균입경은 2㎛이하이고, 베이나이트 의 평균입경은 3㎛이하이고, 입경이 3㎛를 초과하는 베이나이트 조직의 면적분율이 5% 이하인 것을 특징으로 하는 고항복비형 고 강도 강판.
  3. 제2항에 있어서, 상기 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 조직 중 직경 10㎚ 이하의 나노석출물의 분포밀도가 150개/㎛2 이상인 것을 특징으로 하는 고항복비형 강판.
  4. 제1항에 있어서, 상기 강판은 980MPa 이상의 인장강도, 780MPa 이상, 0.8이상의 항복비 및 50%이상의 HER값을 갖는 것임을 특징으로 하는 고항복비형 고 강도 강판.
  5. 제1항에 있어서, 상기 강판의 적어도 일면에는 아연계 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고항복비형 고 강도 강판.
  6. 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.2%이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.5%, Cr: 0.3~1.2%, Ti: 0.03~0.08%, Nb: 0.01~0.05%, B: 0.0010-0.0050%, Sol.Al: 0.01~0.10%, P: 0.001~0.10%, S: 0.010%이하(0% 포함), N: 0.010%이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Si, Cr 및 C의 함량이 하기 관계식(1)을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;
    [관계식 1]
    (Si + Cr) / 2C ≥ 5
    (여기서, 각 성분은 중량 함량을 의미한다.)
    상기 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 열간압연단계;
    상기 열연강판을 600~750℃의 온도 범위에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 냉간압연단계;
    상기 냉연강판을 Ac3-60~Ac3℃의 온도 범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔하는 단계 이후 600~700℃의 온도까지 1~20℃/초의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각하는 단계 이후, Ms-100~Ms℃의 온도까지 5~20℃/초의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각하는 단계 이후, 과시효처리하는 과시효단계를 포함하고, 상기 Mn 및 B 함량과 소둔온도(a,℃)가 하기 관계식(3)을 만족하는 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법.
    [관계식 3]
    19000[B]+4.5[Mn]+0.06a≤104
    (여기서, [B], [Mn]은 해당 원소의 중량%를 의미함)
  7. 제6항에 있어서, 상기 과시효시키는 단계에서 시효 시간은 전체 조직 중 베이나이트의 면적분율이 50%이상, 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율이 20~40%이 되도록 제어되는 것을 특징으로 하는 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서, 상기 과시효시키는 단계 이후에, 강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 형성시키는 아연계 도금단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법.
  9. 제6항에 있어서, 상기 과시효 단계 후, 또는 상기 아연계 도금단계 후에, 0.1~1.0%의 연신율로 스킨패스압연하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고항복비형 고 강도 강판의 제조방법.
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