WO2021100995A1 - 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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오규진
구남훈
신경식
엄호용
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현대제철 주식회사
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a steel plate having high strength and high formability, and a method of manufacturing the same.
  • Patent Application No. 10-2016-0077463 (title of the invention: an ultra-high strength, high ductility steel sheet having excellent yield strength and a manufacturing method thereof).
  • the problem to be solved by the present invention is to provide a steel sheet having high formability and high strength, and a method of manufacturing the same.
  • the steel sheet having high strength and high formability is in weight %, carbon (C): 0.12 ⁇ 0.22%, silicon (Si): 1.6 ⁇ 2.4%, manganese (Mn): 2.0 ⁇ 3.0%, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, the sum of at least any one or more of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V): greater than 0 0.05%, phosphorus (P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.003% or less, nitrogen (N): 0.006% or less, the balance of iron (including Fe and other inevitable impurities, yield strength (YS): 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, elongation (EL): 14 % Or more, hole expandability (HER): 30% or more.
  • the final microstructure of the steel sheet may be made of ferrite, tempered martensite, and retained austenite.
  • the volume fraction of the ferrite in the final microstructure is 11 to 20%
  • the volume fraction of the tempered martensite is 65% or more
  • the volume fraction of the retained austenite is 10 to 20%. I can.
  • the grain size of the final microstructure may be less than 5 ⁇ m.
  • the product of the tensile strength (TS) and the elongation (EL) may be 20,000 or more.
  • a method of manufacturing a steel sheet having high strength and high formability is (a) in weight %, carbon (C): 0.12 to 0.22%, silicon (Si): 1.6 to 2.4%, manganese (Mn): 2.0 to 3.0%, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, the sum of at least one of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V): more than 0 0.05%, phosphorus (P): 0.015% or less , Sulfur (S): 0.003% or less, nitrogen (N): 0.006% or less, preparing a hot-rolled sheet material using a steel slab containing the balance of iron (Fe) and other inevitable impurities; (b) cold rolling the hot-rolled sheet to manufacture a cold-rolled sheet; (c) performing a first heat treatment on the cold-rolled sheet at a temperature of (AC3-20) ⁇ AC3 °C; (d) sequentially slow cooling and rapid cooling the cold-rolled sheet
  • the volume fraction of the ferrite in the final microstructure is 11 to 20%
  • the volume fraction of the tempered martensite is 65% or more
  • the volume fraction of the retained austenite is 10 to 20%. I can.
  • the first heat treatment may be performed at 826 to 846°C.
  • the slow cooling in step (d) may include cooling the cold-rolled sheet material subjected to the primary heat treatment to 700 to 800°C at a cooling rate of 5 to 10°C/s.
  • the rapid cooling in step (d) may include cooling the slow-cooled cold-rolled sheet material to 200 to 300°C at a cooling rate of 50°C/s or higher and maintaining it for 5 to 20 seconds.
  • the rapid cooling of the cold-rolled sheet is heated to a temperature of 400 to 460°C at a temperature increase rate of 10 to 20°C/s and maintained for 10 to 300 seconds. It may include.
  • the step of manufacturing the hot-rolled sheet in step (a) is performed under conditions of reheating temperature: 1150 to 1250°C, finish rolling temperature: 900 to 950°C, winding temperature: 550 to 650°C,
  • the step of manufacturing the cold-rolled sheet in step (b) may be performed under conditions of a cold-rolling reduction ratio: 40 to 60%.
  • the cold-rolled plate may further include forming a plating layer by immersing the cold-rolled plate in a plating bath of 430 to 470°C.
  • it may further include the step of alloying the plating layer at a temperature of 490 ⁇ 530 °C.
  • the final microstructure is controlled through mass-producible process conditions to ensure stable high tensile strength, appropriate elongation, and hole expansion ratio (HER). It is possible to implement a steel plate and a method of manufacturing the same. According to an embodiment of the present invention, a steel sheet having excellent high strength and formability can be manufactured by ideally controlling the proportions of ferrite, martensite, and retained austenite.
  • FIG. 1 is a flow chart schematically showing a method of manufacturing a steel sheet having high strength and high formability according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a photograph showing the microstructure of a steel sheet having high strength and high formability according to an embodiment of the present invention.
  • Automotive steel plates are increasing the use of high-strength and high-ductility high-strength steels for the purpose of securing user safety in case of accidents such as collisions and reducing weight of the vehicle body due to fuel economy regulations.
  • TRIP steel As a high-strength steel sheet exhibiting superior ductility than DP steel, TRIP steel is attracting attention, and this TRIP steel is a TRIP-type composite structure steel containing retained austenite using polygonal ferrite as the main phase (TPF steel). And, it is classified into various types such as TRIP-type bainite steel (TBF steel) containing retained austenite using bainitic ferrite as a mother phase.
  • TPF steel TRIP-type bainite steel
  • the general TRIP steel currently used reaches its limit due to the abnormal structure of polygonal ferrite and retained austenite, or the structure of the main base consisting of bainite, which cannot escape the limits of the Rule of mixture (ROM). It is in a state of being.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent burring properties was obtained with a composite structure of ferrite, annealing martensite, retained austenite and bainite, but there is a disadvantage that it is difficult to produce in general CGL due to the constraints of heat treatment conditions (e.g. For example, the over-aging period requires a longer period of time compared to general CGL).
  • the final microstructure of the steel sheet is made of 11 to 20% of ultrafine ferrite, 65% or more of tempered martensite, and 10 to 20% of retained austenite, and the grain size of each phase may be less than 5 ⁇ m.
  • the steel sheet preferably has a yield strength of 800 MPa or more, a tensile strength of 1180 MPa or more, an elongation of 14% or more, a final material tensile strength x total elongation of about 20,000 or more, and a hole expandability of 30% or more.
  • an appropriate amount of carbide can be formed to refine the crystal grains of residual austenite without a significant decrease in formability and elongation, which is transformed by properly securing the stability of residual austenite.
  • alloying elements such as Ti, Nb, and V
  • an appropriate amount of carbide can be formed to refine the crystal grains of residual austenite without a significant decrease in formability and elongation, which is transformed by properly securing the stability of residual austenite.
  • the decrease in yield strength and tensile strength due to an increase in ferrite fraction is reduced through refining of ferrite grains and precipitation hardening due to the presence of precipitates in ferrite. Accordingly, the amount of (Ti+Nb+V) in the component system was adjusted to 0.05% by weight or less.
  • the high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention is in wt%, carbon (C): 0.12 to 0.22%, silicon (Si): 1.6 to 2.4%, manganese (Mn): 2.0 to 3.0%, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, the sum of at least any one or more of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V): greater than 0 and less than or equal to 0.05%, phosphorus (P): less than or equal to 0.015%, sulfur (S): less than or equal to 0.003%, Nitrogen (N): 0.006% or less, the balance contains iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • Carbon (C) is the most important alloying element in steel making, and in the present invention, the main purpose is to play a basic strengthening role and to stabilize austenite.
  • the high carbon (C) concentration in austenite improves austenite stability, making it easy to secure appropriate austenite for material improvement.
  • an excessively high carbon (C) content may lead to a decrease in weldability due to an increase in carbon equivalent, and since a large number of cementite precipitated structures such as pearlite may be generated during cooling, carbon (C) is 0.12 to 0.22% of the total weight of the steel sheet. It is preferable to add.
  • Silicon (Si) is an element that inhibits the formation of carbides in ferrite, and in particular, is an element that prevents material degradation due to the formation of Fe3C.
  • silicon (Si) increases the activity of carbon (C) to increase the diffusion rate of austenite.
  • Silicon (Si) is also well known as a ferrite stabilizing element and is known as an element that increases the ferrite fraction during cooling to increase ductility.
  • the suppression of the formation of carbide is very high, it is a necessary element to secure the TRIP effect by increasing the carbon concentration in the retained austenite during the formation of bainite. If less than 1.6% of silicon (Si) is added, it is difficult to secure the above effect.
  • silicon (Si) is added in excess of 2.4%, oxide (SiO 2 ) may be formed on the surface of the steel sheet during the process, increasing the rolling load during hot rolling, and generating a large amount of red scale have. Therefore, it is preferable to add silicon (Si) in an amount of 1.6% to 2.4% of the total weight of the steel sheet.
  • Manganese (Mn) is an austenite stabilizing element, and as manganese (Mn) is added, the starting temperature of martensite formation, Ms, gradually decreases, thereby increasing the residual austenite fraction during the continuous annealing process.
  • Manganese is included in 2.0 to 3.0% of the total weight of the steel sheet. When manganese is added in an amount of less than 2.0%, the above-described effect cannot be sufficiently secured. On the contrary, when manganese is added in excess of 3.0%, weldability decreases due to an increase in carbon equivalent and oxides (MnO) are formed on the surface of the steel sheet during processing, which may lead to a decrease in plating properties due to poor wettability.
  • MnO oxides
  • Al aluminum
  • Al aluminum
  • At least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) may be included in the steel.
  • niobium (Nb), titanium (Ti), and vanadium (V) are elements that are precipitated in the form of carbides in steel, and in the present invention, residual austenite stability is secured through initial austenite grain refinement according to the formation of precipitates, and The purpose is to improve strength, refine ferrite grains, and precipitate hardening due to the presence of precipitates in ferrite.
  • titanium (Ti) it is possible to suppress the formation of AlN to suppress the formation of cracks during playing.
  • Phosphorus (P), sulfur (S) and nitrogen (N) may inevitably be added into the steel during the steelmaking process. That is, ideally, it is preferable not to include it, but it is difficult to completely remove it due to the process technology, so a certain small amount may be included.
  • Phosphorus (P) can play a similar role to silicon in steel. However, when phosphorus is added in excess of 0.015% of the total weight of the steel sheet, it may reduce the weldability of the steel sheet and increase brittleness, resulting in material degradation. Therefore, phosphorus can be controlled to be added to 0.015% or less of the total weight of the steel sheet.
  • sulfur (S) may impair toughness and weldability in the steel, it may be controlled to be contained in 0.003% or less of the total weight of the steel sheet.
  • nitrogen (N) When nitrogen (N) is excessively present in the steel, a large amount of nitride may be precipitated and ductility may be deteriorated. Therefore, nitrogen (N) can be controlled to be contained in 0.006% or less of the total weight of the steel sheet.
  • the high-strength steel sheet of the present invention having the above alloying components has a microstructure consisting of ferrite, tempered martensite, and retained austenite.
  • the volume fraction of the retained austenite in the microstructure may be 10 to 20% by volume.
  • the crystal grains of the high-strength steel sheet may be fine grains having a size of 5 ⁇ m or less.
  • the ferrite fraction has a great influence on the overall material, 11 to 20% should be secured, and preferably 13 to 18% is appropriate.
  • the ferrite content is less than 11%, the yield ratio is high, resulting in lower workability and disadvantage in securing the elongation.
  • ferrite is more than 20%, it is difficult to secure sufficient strength because the fraction of tempered, which is a base structure, decreases. Since retained austenite is a core structure capable of securing both the strength and elongation of the steel sheet, it is preferable that it is present in 10 to 20%. Tempered martensite can be produced over 65% to ensure strength.
  • the microstructure of the high-strength steel sheet of the present invention having the alloy component may include at least one of Ti-based precipitates, Nb-based precipitates, and V-based precipitates, and the precipitates may be TiC, NbC to VC.
  • the number of precipitates having a size of 100 nm or less in the unit area may be 50 or more and 100 or less. If the size of the precipitates of 100 nm or less exceeds 100, the carbon content in the residual austenite in the final microstructure decreases, thereby inhibiting the TRIP effect, thereby reducing the strength and elongation, and if the size is less than 50, grain refinement during annealing is not sufficient. .
  • the high-strength steel sheet of the present invention having the alloy component may have a microstructure having a precipitate ratio of 4:1 to 9:1 or more and, at the same time, 50 to 100 precipitates of 100 nm or less within the above-described unit area.
  • the precipitate is mainly precipitated during the continuous annealing process of the cold-rolled steel sheet, as described later, and contains at least one of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V), but the total content is greater than 0 and 0.05wt%.
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • V vanadium
  • the ratio of the precipitates less than 100 nm and the precipitates more than 100 nm in a certain unit area is adjusted to be 4:1 or 9:1 or more And it is possible to obtain a steel sheet having excellent strength, elongation and hole expansion properties by controlling the number of precipitates having a size of 100 nm or less to be 50 to 100.
  • the high-strength steel sheet may have material properties such as yield strength (YS): 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, elongation (EL): 14% or more, and hole expandability (HER): 30% or more. Accordingly, the high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention can be applied to fields requiring high strength and high formability.
  • yield strength 850 MPa or more
  • TS tensile strength
  • EL elongation
  • HER hole expandability
  • the high-strength steel sheet according to the exemplary embodiment of the present invention described above may be manufactured by the method of an exemplary embodiment as follows.
  • the present invention is intended to present a steel sheet having excellent elongation, hole expansion, and strength by performing a continuous annealing process after performing a hot rolling process and a cold rolling process with an alloy component having an appropriately controlled composition ratio, and a manufacturing method thereof.
  • FIG. 1 is a process flow diagram schematically showing a method of manufacturing a steel sheet having high strength and high formability according to an embodiment of the present invention.
  • the manufacturing method of the steel sheet includes the steps of manufacturing a hot-rolled sheet material using a steel slab (S100), cold-rolling the hot-rolled sheet material to manufacture a cold-rolled sheet material (S200), and the cold-rolled sheet material.
  • the steel slab is, carbon (C): 0.12 ⁇ 0.22%, silicon (Si): 1.6 ⁇ 2.4%, manganese (Mn): 2.0 ⁇ 3.0% , Aluminum (Al): 0.01 ⁇ 0.05%, titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) at least one sum of at least one: more than 0 0.05%, phosphorus (P): 0.015% or less, sulfur (S ): 0.003% or less, nitrogen (N): 0.006% or less, the balance iron (Fe) and other inevitable impurities are included.
  • alloying elements such as Ti, Nb, and V
  • reduction in yield strength and tensile strength due to an increase in ferrite fraction through precipitation hardening due to the presence of ferrite grains and precipitates in ferrite are reduced.
  • step (S100) of manufacturing a hot-rolled sheet using a steel slab may be performed under conditions of reheating temperature: 1150 to 1250°C, finish rolling temperature: 900 to 950°C, and winding temperature: 550 to 650°C.
  • the reheating process is a step of reheating the steel slab to re-dissolve the segregated components during casting and homogenize the components at the time of casting.
  • the steel slab reheating temperature is preferably about 1150 to 1250°C so as to secure a normal hot rolling temperature. If the reheating temperature is less than 1150°C, the hot rolling load may rapidly increase, and if it exceeds 1250°C, it may be difficult to secure the strength of the final produced steel sheet due to coarsening of initial austenite grains.
  • the steel slab may be hot-rolled in a conventional manner after reheating the slab, and finish rolling may be performed at a temperature of 900 to 950°C to form a hot-rolled sheet. After the finish rolling, the hot-rolled sheet is cooled to 550 to 650°C at a cooling rate of 10 to 30°C/s, and then wound up.
  • the step of cold rolling the hot-rolled sheet to manufacture a cold-rolled sheet is a step of pickling and cold-rolling the hot-rolled sheet.
  • a hot rolled material is used to adjust the thickness of the final produced steel sheet, and the hot rolled material is pickled before rolling.
  • the microstructure of the final produced steel sheet is determined in the subsequent continuous annealing process of the final cold-rolled structure, so that the structure of the hot-rolled material forms an elongated structure.
  • the reduction ratio proceeds to 40 ⁇ 60%.
  • the step of performing the first heat treatment on the cold-rolled sheet (S300) is performed under conditions of a temperature increase rate: 3 to 10°C/s, start temperature: (AC3-20) to AC3°C, holding time: 60 seconds or more Can be.
  • the temperature of (AC3-20) to AC3 °C in the first heat treatment step may be, for example, a temperature of 826 to 846 °C.
  • the step of performing the first heat treatment (annealing) (S300) is performed under conditions of an austenite and ferrite abnormality.
  • heat treatment is performed in the range of (AC3-20) ⁇ AC3 °C, which secures an appropriate fraction of ferrite and secures ideal ferrite, tempered martensite and residual austenite in the final microstructure to obtain the target final material of the steel sheet. It is for sake.
  • the slow cooling includes cooling the first-heat-treated cold-rolled sheet material to 700 to 800°C at a cooling rate of 5 to 10°C/s. do. That is, after the step of performing the first heat treatment (annealing) (S300), cooling is slowly performed at a cooling rate of 5 to 10°C/s to 700 to 800°C, which is a certain amount of ferrite in the final microstructure during the heat treatment process. This is to secure the plasticity of the final microstructure by attempting to secure it. Depending on the slow cooling process conditions, a microstructure in which ferrite does not exist may also be formed.
  • the rapid cooling may include cooling the slow-cooled cold-rolled sheet material to 200 to 300°C at a cooling rate of 50°C/s or higher and maintaining it for 5 to 20 seconds.
  • rapid cooling must be performed at a cooling rate of 50°C/s or higher from 200 to 300°C until the end temperature of rapid cooling, which is obtained by transforming austenite in the microstructure into martensite after slow cooling through the control of the quenching end temperature. It is to facilitate the cooling process and requires a cooling rate of 50°C/s or more to suppress the phase transformation that may occur during the rapid cooling process.
  • the quenched cold-rolled sheet material is heated to a temperature of 400 to 460 °C at a heating rate of 10 to 20 °C/s, and It may include maintaining for 10 to 300 seconds. That is, after the step of sequentially slow cooling and quenching the cold-rolled sheet material subjected to the first heat treatment (S400), it is maintained for 10 to 300 seconds in the reheating section at 400 to 460°C, and during the process, carbon concentration in residual austenite and martensite tempering The cold-rolled steel sheet is manufactured by securing the strength and elongation through
  • a galvanizing step may be added after the step of performing the secondary heat treatment, and the galvanizing step may include 430 to 470 of the cold-rolled steel sheet. It includes the step of immersing in a plating bath of °C, and proceeds for 30 ⁇ 100 seconds.
  • the plating layer may be alloyed by adding a galvannealing step, and the alloying is performed at a temperature of 490 to 530°C.
  • the final microstructure of the steel sheet of the present invention manufactured by the above-described process is a volume fraction, consisting of 11 to 20% of ultrafine ferrite, 65% or more of tempered martensite, and 10 to 20% of retained austenite.
  • the crystal grains of the high-strength steel sheet may be fine grains having a size of 5 ⁇ m or less.
  • 11 to 20% should be secured, and preferably 13 to 18% is appropriate.
  • the yield ratio is high, resulting in lower workability and disadvantage in securing the elongation.
  • tempered martensite may be included in 65% or more to secure strength.
  • the material of the steel sheet having high strength and high formability has a yield strength of 850 MPa or more, a tensile strength of 1180 MPa or more, an elongation of 14% or more, and a final material tensile strength ⁇ total elongation of about 20,000 or more.
  • And hole expandability may be 30% or more, preferably a yield strength of 850 to 1080 MPa, a tensile strength of 1180 to 1300 MPa, an elongation of 14 to 20%, and a tensile strength of the final material ⁇ total elongation of about 20,000 or more, And hole expandability may be 30% or more.
  • Factors influencing the material of the final produced steel sheet include increasing strength and securing residual austenite stability due to grain refinement, increasing strength due to precipitation hardening, and securing strength and elongation due to phase transformation of residual austenite due to metamorphic organic plasticity phenomena. There are factors such as an increase in strength due to martensite itself and securing an elongation rate due to ferrite.
  • the tensile strength ⁇ total elongation value is 20,000 or more, which generally satisfies the value suggested by the corresponding ultra-high strength strength level, and when looking at the hole expandability, the formability is similar or superior to the same strength comparative material. Can be assumed to be.
  • Table 1 shows the composition (unit:% by weight) of the steel sheet according to the experimental example of the present invention.
  • the composition of the steel sheet according to the experimental example of the present invention is in weight%, carbon (C): 0.18%, silicon (Si): 1.8%, manganese (Mn): 2.8%, aluminum (Al): 0.03%, the sum of at least one of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V): 0.02%, phosphorus (P): 0.012%, sulfur (S): 0.002%, nitrogen (N): 0.0038% , The balance is made of iron (Fe).
  • the composition is in wt%, carbon (C): 0.12 ⁇ 0.22%, silicon (Si): 1.6 ⁇ 2.4%, manganese (Mn): 2.0 ⁇ 3.0%, aluminum (Al): 0.01 ⁇ 0.05%, titanium (Ti ), niobium (Nb) and vanadium (V) at least one sum: more than 0 and 0.05% or less, phosphorus (P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.003% or less, nitrogen (N): 0.006% or less , Satisfies the composition range of the balance iron (Fe).
  • the hot-rolling process and the cold-rolling process according to the conditions of the embodiment of the present invention were performed in the same manner to prepare a specimen of a cold-rolled steel sheet.
  • Table 2 is a continuous annealing according to the experimental example of the present invention. It shows the process conditions.
  • the specimens of the cold-rolled steel sheet were processed according to the process conditions in Table 2 to prepare the specimens of Comparative Examples 1 and 2 and Example 1.
  • items 1 to 3 correspond to the first heat treatment step (S300) shown in FIG. 1
  • items 4 to 7 correspond to the slow cooling and rapid cooling step (S400) shown in FIG. 1
  • item 8 To 9 correspond to the second heat treatment step (S500) shown in FIG. 1.
  • Example 1 of Table 2 the process conditions for performing the step (S300) of performing the first heat treatment on the cold-rolled sheet satisfies the range of starting temperature: 826 ⁇ 846 °C, holding time: 60 seconds or more, and the first The process conditions for performing the step (S400) of sequentially slow cooling and rapid cooling the heat-treated cold-rolled sheet material are cooling rate: 5 ⁇ 10°C/s, slow cooling end temperature: 700 ⁇ 800°C, rapid cooling rate: 50°C/s or more, rapid cooling End temperature: 200 ⁇ 300 °C, the process conditions for performing the second heat treatment step (S500) by reheating the quenched cold-rolled sheet material is reheating temperature: 400 ⁇ 460 °C, reheating holding time: 10 The range of ⁇ 300 seconds is satisfied.
  • the process conditions for performing the step (S300) of performing the first heat treatment on the cold-rolled sheet material do not satisfy the range of the starting temperature: 826 to 846 °C. That is, in Comparative Example 1, the first heat treatment start temperature is lower than 826°C, and in Comparative Example 2, the first heat treatment start temperature is higher than 846°C.
  • Table 3 shows the final microstructure and material of the steel sheet according to the experimental example of the present invention.
  • the volume fraction of ferrite ⁇ in the final microstructure is 11 to 20%, and the volume fraction of the tempered martensite is 65% or more
  • the volume fraction of the retained austenite (Retained ⁇ ) satisfies a range of 10 to 20%, yield strength (YS): 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, elongation (T.EL): 14% or more , Hole expandability (HER): 30% or more, Product of tensile strength (TS) and elongation (T.EL): 20,000 or more.
  • Comparative Example 1 the volume fraction of tempered martensite in the final microstructure was 65% or more, yield strength (YS): 850 MPa or more, tensile strength (TS): 1180 MPa or more, hole expandability (HER ): Each of the ranges of 30% or more is not satisfied.
  • Comparative Example 2 does not satisfy the range of the volume fraction of the ferrite (Ferrite ⁇ ) in the final microstructure: 11 to 20%, the product of the tensile strength (TS) and elongation (T.EL): 20,000 or more, respectively.
  • the steel sheet of Comparative Example 1 which was subjected to an annealing temperature of 825°C, which is an ideal region annealing, exhibited a relatively high elongation, but did not reach the target material due to low yield strength (YS) and hole expandability (HER).
  • YS yield strength
  • HER hole expandability
  • a high elongation was secured by the high ferrite fraction, but the tempered martensite was not sufficiently secured, resulting in a decrease in strength.
  • the hole expandability decreased due to an increase in the interface between ferrite and tempered martensite, which has a large difference in hardness between phases.
  • the yield strength is 850 MPa or more
  • the tensile strength is 1180 MPa or more
  • the elongation is 14% or more
  • the hole expandability is 30% or more.
  • the tensile strength x total elongation value of the final material did not satisfy about 20,000 or more. This is believed to be due to the inability to secure a sufficient fraction of ferrite.
  • the steel sheet of Example 1 which passed through the process section of an annealing temperature of 840°C, which is a temperature directly under Ac3, has excellent yield, tensile strength and elongation, and hole expandability.
  • the yield ratio is low, so it is excellent in workability. It is believed that this is due to the formation of ideal ferrite, tempered martensite, and residual austenite microstructures expressed under appropriate process conditions.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.12 ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.6 ~ 2.4%, 망간(Mn): 2.0 ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 항복강도(YS): 850MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀 확장성(HER): 30% 이상이다.

Description

고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
근래에, 자동차의 안전성, 경량화의 관점에서 자동차용 강판의 고강도화가 더욱 빠르게 진행되고 있다. 승객의 안전을 확보하기 위해서 자동차의 구조 부재로 사용되는 강판은 강도를 높이거나 두께를 증가시켜 충분한 충격 인성을 확보해야 한다. 또한, 자동차용 부품에 적용되기 위해서는 충분한 성형성이 요구되며, 자동차의 연비향상을 위해서는 차체 경량화가 필수적이기에, 자동차용 강판을 지속적으로 고강도화하고 성형성을 높이기 위한 연구가 진행중이다.
현재, 상술한 특성을 가지는 자동차용 고강도 강판으로는, 페라이트 및 마르텐사이트의 두가지 상으로 강도 및 연신율을 확보하는 이상강(Dual-phase steel) 및 소성 변형시 최종 조직 내 잔류 오스테나이트의 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이 제안되고 있다.
이에 관련된 기술로는 특허출원 제10-2016-0077463호(발명의 명칭: 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법)가 있다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 고성형성 및 고강도를 가지는 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.12 ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.6 ~ 2.4%, 망간(Mn): 2.0 ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 항복강도(YS): 850MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀 확장성(HER): 30% 이상이다.
일 실시 예에 있어서, 강판의 최종 미세조직은 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어질 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 최종 미세조직 내 상기 페라이트의 부피분율은 11 ~ 20%이며, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 부피분율은 65% 이상이며, 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 20%일 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 최종 미세조직의 결정립 크기는 5 ㎛ 미만일 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 인장강도(TS)와 상기 연신율(EL)의 곱이 20,000 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C): 0.12 ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.6 ~ 2.4%, 망간(Mn): 2.0 ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계; (b) 상기 열연판재를 냉간 압연하여, 냉연판재를 제조하는 단계; (c) 상기 냉연판재를 (AC3 - 20) ~ AC3 ℃의 온도에서 1차 열처리를 수행하는 단계; (d) 상기 1차 열처리한 냉연판재를 순차적으로 서냉 및 급랭하는 단계; 및 (e) 상기 급랭한 냉연판재를 재가열하여 2차 열처리를 수행하는 단계;를 포함하되, 상기 (e) 단계 후에 상기 냉연판재는 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 최종 미세조직을 가진다.
일 실시 예에 있어서, 상기 최종 미세조직 내 상기 페라이트의 부피분율은 11 ~ 20%이며, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 부피분율은 65% 이상이며, 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 20%일 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 (c) 단계에서 상기 1차 열처리는 826 ~ 846℃에서 수행될 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 (d) 단계에서 상기 서냉은 상기 1차 열처리한 냉연판재를 5 ~ 10℃/s의 냉각 속도로 700 ~ 800℃ 까지 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 (d) 단계에서 상기 급랭은 상기 서냉한 냉연판재를 50℃/s 이상의 냉각 속도로 200 ~ 300℃ 까지 냉각하고 5 ~ 20초 동안 유지하는 단계를 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 (e) 단계에서 상기 2차 열처리는 상기 급랭한 냉연판재를 10 ~ 20℃/s의 승온 속도로 400 ~ 460℃의 온도까지 승온하고 10 ~ 300초 동안 유지하는 단계를 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 (a) 단계에서 상기 열연판재를 제조하는 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1250℃, 마무리압연온도: 900 ~ 950℃, 권취온도: 550 ~ 650℃인 조건에서 수행하며, 상기 (b) 단계에서 상기 냉연판재를 제조하는 단계는 냉간압연 압하율: 40 ~ 60%인 조건에서 수행할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 (e) 단계 후에 상기 냉연 판재를 430 ~ 470℃의 도금욕에 침지하여 도금층을 형성하는 단계를 더 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 도금층을 490 ~ 530℃의 온도에서 합금화 하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따르면, 양산 가능한 공정 조건을 통해 최종 미세조직을 제어하여 안정적으로 높은 인장강도 및 적절한 연신율, 구멍확장성 (Hole expansion ratio; HER)이 확보되어 높은 강도임에도 불구하고 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조 방법을 구현할 수 있다. 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 분율을 이상적으로 조절하여, 고강도 및 성형성이 우수한 강판을 제조할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 구체예에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 미세 조직을 나타내는 사진이다.
이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명을 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.
자동차용 강판은 충돌 등의 사고 시 사용자의 안전성 확보 및 연비규제에 의한 차체 경량화를 목적으로, 보다 고강도이면서 동시에 고연성의 고장력강재의 사용을 늘려가고 있다. 자동차 용도로 이용되는 부품 중 충돌 안전성을 좌우하는 멤버류, 필러류는 복잡한 형상 때문에 기존의 페라이트 및 마르텐사이트의 두가지 상으로 연신율을 확보하는 DP강(Dual-phase steel)의 기계적 특성(예를 들면 인장 강도(TS): 980MPa, 신장율(EL): 15%, TS×EL= 14700MPa·%)으로는 적절한 성형성을 확보할 수가 없다. 따라서, DP강보다 우수한 연성을 나타내는 고강도 강판으로서, TRIP강판이 주목받고 있으며, 이러한 TRIP강은 폴리고날 페라이트를 주상(main phase)으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 복합 조직강(TPF강)과, 베이니틱 페라이트를 모상(mother phase)으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 베이나이트강(TBF강) 등의 여러 종류로 분류된다. 하지만 현재 사용되고 있는 일반적인 TRIP강은 혼합 법칙(Rule of mixture; ROM)의 한계를 벗어날 수 없는 폴리고날 페라이트와 잔류 오스테나이트의 이상 조직 또는 주 기지가 베이나이트(Bainite)로 구성된 조직으로 인해 한계점에 도달되어 있는 상태이다.
초고강도 자동차 강판 개발 방향이 각 제강 업체의 주목을 받고 있다. 일 예로서, 페라이트, 소둔 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 복합 조직으로 고강도 및 고연신율을 확보하였으나, 낮은 페라이트의 분율로 인하여 항복 강도 YS와 TS의 비인 항복비 YR(=YS/TS)가 높아 가공성이 떨어지는 문제가 있다. 또한 다른 예로서, 고강도 및 적절한 고성형, 가공성을 확보하였지만, 탄소 함량이 높아 용접성에 열위한 단점을 가진다. 또 다른 예로서, 페라이트, 소둔 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 베이나이트의 복합 조직으로 버링성이 우수한 고강도 냉연강판을 얻었으나, 열처리 조건의 제약으로 인하여 일반 CGL에서 생산하기 어려운 단점이 있다 (예를 들어 과시효 구간의 시간이 일반 CGL 대비 긴 시간을 요함).
본 발명에서는, 양산 가능한 공정 조건을 통해 최종 미세조직을 제어하여 안정적으로 높은 인장강도 및 적절한 연신율, 구멍확장성 (Hole expansion ratio; HER)이 확보되어 높은 강도임에도 불구하고 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조 방법에 대해 서술하고자 한다. 강판의 최종 미세조직은 초미세 페라이트 11 ~ 20%로 이루어지며, 템퍼드 마르텐사이트 65% 이상, 및 잔류 오스테나이트 10 ~ 20%로 이루어지며, 각상의 결정립 크기는 5㎛ 미만일 수 있다. 강판의 항복 강도는 800 MPa 이상, 인장 강도는 1180 MPa 이상, 연신율은 14% 이상, 최종 재질 인장 강도×총 연신율 값이 약 20,000이상, 및 구멍확장성이 30% 이상인 것이 바람직하다.
또한 Ti, Nb, V와 같은 합금 원소를 첨가함으로써 적절한 양의 탄화물을 형성하여 성형성 및 연신율의 큰 저하 없이 잔류 오스테나이트의 결정립을 미세화시킬 수 있으며, 이는 잔류 오스테나이트의 안정도를 적절히 확보함으로써 변태유기소성기구의 강도 및 연신율, 성형성 확보 능을 향상하여 재질 보상에 유리한 측면이 있다. 또한, 페라이트 결정립 미세화 및 페라이트 내 석출물의 존재에 의한 석출 경화를 통하여 페라이트 분율 증가에 따른 항복강도 및 인장 강도 감소를 저감시킨다. 이에 성분계 내 (Ti+Nb+V)의 양을 0.05중량% 이하로 조절하였다.
이하에서는, 상술한 특성을 가지는 본 발명의 실시 예의 고성형성 및 고강도를 가지는 강판을 보다 상세하게 설명한다.
고강도 및 고성형성을 가지는 강판
본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.12 ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.6 ~ 2.4%, 망간(Mn): 2.0 ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는, 본 발명의 일 구체예에 따른 고성형성 및 고강도를 가지는 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대해 상세히 설명한다 (각 성분의 함량은 전체 강판에 대한 중량% 로서, 이하에서는 %로 표시함).
탄소(C) : 0.12 ~ 0.22%
탄소(C)는 제강에 있어서 가장 중요한 합금 원소이며, 본 발명에서는 기본적인 강화 역할 및 오스테나이트 안정화를 주요 목적으로 한다. 오스테나이트 내 높은 탄소(C) 농도는 오스테나이트 안정도를 향상시켜 재질 향상을 위한 적절한 오스테나이트 확보에 용이하다. 하지만 지나치게 높은 탄소(C) 함량은 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락을 가져올 수 있고, 냉각 중 펄라이트 등 시멘타이트 석출조직이 다수 생성될 수 있기 때문에, 탄소(C)는 강판 전체 중량의 0.12 ~ 0.22% 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 탄소를 0.12% 미만으로 포함 시 강판의 강도 확보가 어려우며, 0.22%를 초과하여 포함 시 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락을 가져올 수 있으며, 인성 및 연성이 열화될 수 있다.
실리콘(Si) : 1.6 ~ 2.4%
실리콘(Si)은 페라이트 내 탄화물 형성을 억제하는 원소이며, 특히, 특히 Fe3C 형성에 따른 재질 저하를 방지하는 원소이다. 또한, 실리콘(Si)은 탄소(C)의 활동도를 높여 오스테나이트의 확산속도를 높인다. 실리콘(Si)은 또한 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시키는 원소로 알려져 있다. 또한, 탄화물의 형성 억제력이 매우 크기 때문에 베이나이트 형성 시 잔류 오스테나이트 내 탄소 농도 증가를 통한 TRIP 효과를 확보하기 위해 필요 원소이다. 실리콘(Si) 1.6% 미만으로 첨가되는 경우, 상기의 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, 실리콘(Si)이 2.4%를 초과하여 첨가되는 경우, 공정 시 강판 표면에 산화물(SiO 2)이 형성될 수 있고, 열간 압연 시 압연부하를 높이고, 붉은형 스케일을 다량 발생시킬 가능성이 있다. 따라서, 실리콘(Si)은 강판 전체 중량의 1.6% ~ 2.4%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn) : 2.0 ~ 3.0%
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 망간(Mn)이 첨가됨에 따라 마르텐사이트 형성 시작 온도인 Ms가 점차 낮아지게 되어 연속 어닐링 공정 진행 시 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 효과를 가져올 수 있다.
망간은 강판 전체 중량의 2.0 ~ 3.0%로 포함된다. 망간을 2.0% 미만으로 첨가 시에는 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없다. 반대로, 망간을 3.0%를 초과하여 첨가시, 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락 및 공정 시 강판 표면에 산화물(MnO)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 같이 페라이트 안정화 및 탄화물의 형성을 억제하는 원소로 알려져 있다. 또한, 평형 온도를 높이는 효과가 있어 알루미늄(Al) 첨가시 적정 열처리 온도구간이 넓어지는 장점이 있다. 다만, 알루미늄이 0.01% 미만일 경우 상술한 효과를 구현할 수 없으며, 알루미늄이 0.05%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우 AlN 석출로 인해 연주에 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 알루미늄은 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.05%로 첨가될 수 있다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 강 내에 적어도 하나 이상이 포함될 수 있다. 먼저, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 및 바나듐(V)은 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 원소이며, 본 발명에서는 석출물 형성에 따른 초기 오스테나이트 결정립 미세화를 통한 잔류 오스테나이트 안정도 확보 및 강도 향상, 페라이트 결정립 미세화 및 페라이트 내 석출물의 존재에 의한 석출 경화에 그 목적이 있다. 티타늄(Ti)의 경우, AlN의 형성을 억제하여 연주 중 크랙 형성을 억제하는 기능을 수행할 수 있다. 하지만 지나치게 많이 첨가하게 될 경우 조대한 석출물을 형성함으로써, 강내 탄소량을 저감시켜 재질을 열화시키고, 재질 저하 및 제조 원가 상승 등의 단점이 존재하게 되므로 그 양은 세 가지 합금원소 총합 0 초과 0.05중량% 이하로 조절할 필요가 있다.
기타 원소
인(P), 황(S) 및 질소(N)는 제강 과정에서 강 내에 불가피하게 첨가될 수 있다. 즉, 이상적으로는 포함하지 않는 것이 바람직하나, 공정 기술 상 완전히 제거가 힘들어 일정 소량이 포함될 수 있다.
인(P)은 강 내에서 실리콘과 유사한 역할을 수행할 수 있다. 다만, 인이 강판 전체 중량의 0.015%를 초과하여 첨가되는 경우, 강판의 용접성을 저하시키고 취성을 증가시켜 재질 저하를 발생시킬 수 있다. 따라서, 인은 강판 전체 중량의 0.015% 이하로 첨가되도록 제어될 수 있다.
황(S)은 강 내에서, 인성 및 용접성을 저해할 수 있으므로, 강판 전체 중량의 0.003% 이하로 포함되도록 제어될 수 있다.
질소(N)는 강 내에 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어 연성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 질소(N)는 강판 전체 중량의 0.006% 이하로 포함되도록 제어될 수 있다.
상기한 합금성분을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다. 이때, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 20 부피%일 수 있다. 상기 고강도 강판의 결정립은 5 ㎛ 이하의 크기를 가지는 미세 결정립일 수 있다.
본 발명에서 제작한 강판의 최종 미세조직에서, 페라이트 분율은 전체적인 재질에 큰 영향을 미치기 때문에 11 ~ 20% 확보되어야 하고 바람직하게는 13 ~ 18%가 적절하다. 페라이트가 11% 미만일 경우, 항복비가 높아 가공성이 저하되고 연신율 확보에 불리하다. 반면, 페라이트 20% 이상일 경우 기지 조직인 템퍼드의 분율이 감소하여 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 잔류 오스테나이트는 강판의 강도 및 연신율 모두를 확보할 수 있는 핵심적인 조직이기 때문에 10 ~ 20% 존재하고 있는 것이 바람직하다. 템퍼드 마르텐사이트는 강도 확보를 위해 65% 이상 생성될 수 있다.
한편, 상기 합금성분을 가지는 본 발명의 고강도 강판의 미세조직은 Ti계 석출물, Nb계 석출물, V계 석출물 중 적어도 하나 이상을 포함할 수 있으며, 상기 석출물은 TiC, NbC 내지 VC 일 수 있다. 상기 강판 중 임의의 지점에서의 단위면적(1㎛ 2=1㎛ x 1㎛) 내에 존재하는 상기 석출물 중 크기가 100nm 이하인 석출물과 상기 석출물 중 크기가 100nm를 초과하는 석출물의 비율이 4:1 이상일 수 있으며, 바람직하게는 9:1 이상일 수 있다. 상기 비율보다 낮을 경우, 결정립 미세화가 충분하지 않아 강판의 강도가 저하된다.
또한, 상기 단위 면적에 존재하는 크기가 100nm 이하인 상기 석출물의 개수는 50개 이상 100개 이하일 수 있다. 상기 크기가 100nm 이하인 석출물이 100개를 초과하는 경우 최종 미세조직 중 잔류 오스테나이트 내 탄소 함량이 감소하여 TRIP 효과가 저해되어 강도와 연신율이 감소하며, 50개 미만인 경우 소둔시 결정립 미세화가 충분하지 않다.
물론, 상기 합금성분을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 상술한 단위면적 내에서 석출물 비율이 4:1 내지 9:1 이상이면서, 동시에, 100nm 이하인 석출물이 50 ~ 100개인 미세조직을 가질 수 있다.
상기 석출물은 후술하는 바와 같이, 냉연강판의 연속 소둔 과정에서 주로 석출되며, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상을 포함하되 총 함량이 0 초과 0.05wt%인 냉연강판의 연속 과정에서 승온속도를 3 ~ 10℃/s로 제어함으로써, 임의의 단위면적 내에서 상기 100nm 이하의 석출물과 상기 100nm 초과의 석출물의 비율이 4:1 또는 9:1 이상이 되도록 조절하고 크기가 100 nm 이하인 석출물이 50 ~ 100개가 되도록 제어하여 강도, 연신율 및 홀확장성이 우수한 강판을 획득할 수 있다.
상기 고강도 강판은 항복강도(YS): 850MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀 확장성(HER): 30% 이상의 재질 특성을 가질 수 있다. 이에 따라, 본 발명의 실시 예에 따르는 고강도 강판은 고강도와 고성형성을 요구하는 분야에 적용될 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명 실시예에 따르는 고강도 강판은 다음과 같은 일 실시 예의 방법으로 제조될 수 있다. 본 발명은 적절히 제어된 조성비의 합금 성분과 열연 공정 및 냉연 공정을 진행한 후에 연속 어닐링 공정을 실시함으로써 연신율, 홀확장성 및 강도가 우수한 강판 및 그 제조방법을 제시하고자 한다.
고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법
도 1은 본 발명의 일 구체예에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 흐름도이다.
도 1을 참조하면, 상기 강판의 제조방법은 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계(S100), 상기 열연판재를 냉간 압연하여, 냉연판재를 제조하는 단계(S200), 상기 냉연판재에 대하여 1차 열처리를 수행하는 단계(S300), 상기 1차 열처리한 냉연판재를 순차적으로 서냉 및 급랭하는 단계(S400), 상기 급랭한 냉연판재를 재가열하여 2차 열처리를 수행하는 단계(S500)를 포함한다.
먼저, 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계(S100)에서 강 슬라브는, 탄소(C): 0.12 ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.6 ~ 2.4%, 망간(Mn): 2.0 ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 특히, Ti, Nb, V와 같은 합금 원소를 첨가함으로써, 페라이트 결정립 미세화 및 페라이트 내 석출물의 존재에 의한 석출 경화를 통하여 페라이트 분율 증가에 따른 항복강도 및 인장 강도 감소를 저감시킨다.
나아가, 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계(S100)는 재가열온도: 1150 ~ 1250℃, 마무리압연온도: 900 ~ 950℃, 권취온도: 550 ~ 650℃인 조건에서 수행될 수 있다.
재가열 공정은 상기 강 슬라브를 재가열하여 주조시 편석된 성분을 재고용시키고 주조 당시 성분을 균질화하는 단계이다. 상기 강 슬라브 재가열 온도는 통상의 열간 압연 온도를 확보할 수 있도록 1150 ~ 1250℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1150℃ 미만이면 열간 압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있으며, 1250℃를 초과하는 경우 초기 오스테나이트 결정립의 조대화로 인해 최종 생산 강판의 강도 확보가 어려울 수 있다. 계속하여, 상기 강 슬라브를 상기 슬라브 재가열 후 통상의 방법으로 열간 압연을 행하고, 900 ~ 950℃의 온도에서 마무리 압연을 수행하여 열연판재를 형성할 수 있다. 상기 마무리 압연 후, 상기 열연판재를 10 ~ 30℃/s의 냉각 속도로 550 ~ 650℃로 냉각한 후에 권취한다.
다음으로, 상기 열연판재를 냉간 압연하여, 냉연판재를 제조하는 단계(S200)는 상기 열연판재를 산세 후 냉간 압연하는 단계이다. 냉간 압연의 경우, 열간 압연재를 사용하여 최종 생산 강판의 두께를 맞추기 위해 수행하며, 압연 전 열간압연재 산세를 진행한다. 냉연 최종 조직의 추후 진행되는 연속 어닐링 공정에서 최종 생산 강판의 미세조직이 결정되므로 열간 압연재 조직이 연신된 형상의 조직을 형성한다. 압하율은 40 ~ 60%로 진행한다.
계속하여, 상기 냉연판재에 대하여 1차 열처리를 수행하는 단계(S300)는 승온 속도: 3 ~ 10℃/s, 시작온도: (AC3 - 20) ~ AC3 ℃, 유지시간: 60초 이상의 조건에서 수행될 수 있다. 상기 1차 열처리 단계에서의 (AC3 - 20) ~ AC3 ℃의 온도는 일 예로서, 826 ~ 846℃의 온도일 수 있다.
1차 열처리(어닐링)를 수행하는 단계(S300)는 오스테나이트 및 페라이트 이상역 조건에서 수행된다. 본 발명에서는 (AC3 - 20) ~ AC3 ℃ 구간에서 열처리를 진행하며 이는 적절한 분율의 페라이트 확보하여 최종 미세조직 내 이상적인 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 확보를 통해 해당 강판의 목표 최종 재질을 얻기 위함이다.
상기 1차 열처리한 냉연판재를 순차적으로 서냉 및 급랭하는 단계(S400)에서 상기 서냉은 상기 1차 열처리한 냉연판재를 5 ~ 10℃/s의 냉각 속도로 700 ~ 800℃ 까지 냉각하는 단계를 포함한다. 즉, 1차 열처리(어닐링)를 수행하는 단계(S300) 후, 700 ~ 800℃ 까지 5 ~ 10℃/s의 냉각속도로 천천히 냉각을 진행하며, 이는 열처리 공정 진행 중 최종 미세조직 내에 일정량의 페라이트 확보를 시도함으로써 최종 미세조직의 소성을 확보하기 위해서이다. 서냉 공정 조건에 따라 페라이트가 존재하지 않는 미세조직도 형성될 수 있다.
상기 급랭은 상기 서냉한 냉연판재를 50℃/s 이상의 냉각 속도로 200 ~ 300℃ 까지 냉각하고 5 ~ 20초 동안 유지하는 단계를 포함할 수 있다. 즉, 서냉 이후 급랭 종료 온도 200 ~ 300℃까지 50℃/s 이상의 냉각속도로 빠르게 냉각을 시켜줘야 하는 바, 이는 급랭 종료 온도 제어를 통해 서냉 후 미세조직 내 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 최종 재질 확보를 용이하게 하기 위함이며 해당 급랭 공정 중 발생할 수 있는 상변태를 억제하기 위해 50℃/s 이상의 냉각속도를 필요로 한다.
상기 급랭한 냉연판재를 재가열하여 2차 열처리를 수행하는 단계(S500)에서, 상기 2차 열처리는 상기 급랭한 냉연판재를 10 ~ 20℃/s의 승온 속도로 400 ~ 460℃의 온도까지 승온하고 10 ~ 300초 동안 유지하는 단계를 포함할 수 있다. 즉, 상기 1차 열처리한 냉연판재를 순차적으로 서냉 및 급랭하는 단계(S400) 이후 400 ~ 460℃의 재가열 구간에서 10 ~ 300초 유지를 시켜주며 해당 공정 중 잔류 오스테나이트 내 탄소 농축 및 마르텐사이트 템퍼링을 통한 강도 및 연신율의 확보를 진행하여 냉연 강판을 제작한다.
상기 냉연 강판의 적어도 일면에 도금층을 구비한 냉연 도금 강판을 제조시에는 상기 2차 열처리를 수행하는 단계 이후 갈바나이징 단계를 추가할 수 있으며, 상기 갈바나이징 단계는 상기 냉연강판을 430 ~ 470℃의 도금욕에 침지하는 단계를 포함하며, 30 ~ 100초 동안 진행된다. 상기 갈바나이징 단계 이후 갈바어닐링 단계을 추가하여 상기 도금층을 합금화할 수 있으며, 상기 합금화는 490 ~ 530℃의 온도에서 진행된다.
상술한 방법을 통해, 본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도와 고성형성을 가지는 강판을 제조할 수 있다.
상기한 과정으로 제조된 본 발명의 강판의 최종 미세조직은 부피 분율로서, 초미세 페라이트 11 ~ 20%, 템퍼드 마르텐사이트 65% 이상 및 잔류 오스테나이트 10 ~ 20%로 이루어진다. 도 2를 참조하면, 상기 고강도 강판의 결정립은 5 ㎛ 이하의 크기를 가지는 미세 결정립일 수 있다. 본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도와 고성형성을 가지는 강판에서 페라이트 분율은 전체적인 재질에 큰 영향을 미치기 때문에 11 ~ 20% 확보되어야 하며 바람직하게는 13 ~ 18%가 적절하다. 페라이트가 11% 미만일 경우, 항복비가 높아 가공성이 저하되고 연신율 확보에 불리하다. 반면, 페라이트 20%이상일 경우 기지 조직인 템퍼드의 분율이 감소하여 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 잔류 오스테나이트는 강판의 강도 및 연신율 모두를 확보할 수 있는 핵심적인 조직이기 때문에 10 ~ 20% 존재하고 있는 것이 바람직하다. 한편, 템퍼드 마르텐사이트는 강도 확보를 위해 65% 이상 포함될 수 있다.
본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도와 고성형성을 가지는 강판의 재질은 항복강도는 850 MPa 이상, 인장 강도는 1180 MPa 이상, 연신율은 14% 이상, 최종 재질 인장 강도×총 연신율 값이 약 20,000이상, 및 구멍확장성은 30% 이상일 수 있으며, 바람직하게는 850 ~ 1080 MPa의 항복강도, 1180 ~ 1300 MPa의 인장강도, 14 ~ 20%의 연신율, 최종 재질 인장 강도×총 연신율 값이 약 20,000이상, 및 구멍확장성은 30% 이상일 수 있다. 최종 생산 강판 재질에 영향을 주는 요인으로는 결정립 미세화에 의한 강도 증가 및 잔류 오스테나이트 안정도 확보, 석출 경화에 따른 강도 증가, 변태유기소성현상에 따른 잔류 오스테나이트의 상변태로 강도 및 연신율 확보 및 기본 기지 마르텐사이트 자체로 인한 강도 증가, 페라이트에 의한 연신율 확보 등의 요인이 있다. 최종 재질의 경우 인장 강도×총 연신율 값이 20,000 이상으로 일반적으로 해당 초고강도 강도 수준에서 제안하는 값을 만족하며, 구멍확장성과 같이 살펴보았을 때 동일 강도 비교재 대비 성형성이 유사, 혹은 우위에 있을 것임을 추정할 수 있다.
이하, 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세하게 나타내는 바람직한 실험예를 개시한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 하나의 예시로 제시된 것이며, 본 발명의 사상이 하기의 실험예에 의해 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
표 1은 본 발명의 실험예에 따른 강판의 조성(단위: 중량%)을 나타낸다.
C Si Mn Al Ti+Nb+V P S N Fe
0.18% 1.8% 2.8% 0.03% 0.02% 0.012% 0.002% 0.0038% Bal.
표 1을 참조하면, 본 발명의 실험예에 따른 강판의 조성은 중량%로, 탄소(C): 0.18%, 실리콘(Si): 1.8%, 망간(Mn): 2.8%, 알루미늄(Al): 0.03%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0.02%, 인(P): 0.012%, 황(S): 0.002%, 질소(N): 0.0038%, 잔부의 철(Fe)로 이루어진다. 상기 조성은 중량%로, 탄소(C): 0.12 ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.6 ~ 2.4%, 망간(Mn): 2.0 ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe)인 조성범위를 만족한다. 표 1의 합금 성분을 가지는 슬라브에 대해, 본 발명의 실시예의 조건에 따르는 열연 공정과 냉연 공정을 동일하게 진행하여, 냉연 강판의 시편을 제조한다.표 2는 본 발명의 실험예에 따른 연속 어닐링 공정 조건을 나타낸다. 상기 냉연 강판의 시편을 표 2의 공정 조건에 따라 진행하여, 비교예 1 및 2, 실시예 1의 시편을 제조하였다.
①Ac3온도(℃) ②어닐링시작온도(℃) ③어닐링유지시간(s) ④서냉속도(℃/s) ⑤서냉종료온도(℃) ⑥급랭속도(℃/s) ⑦급랭종료온도(℃) ⑧재가열온도(℃) ⑨재가열유지시간(s)
비교예1 846 825 60 7 750 100 250 430 60
비교예2 846 855 60 7 750 100 250 430 60
실시예1 846 840 60 7 750 100 250 430 60
표 2를 참조하면, 항목 ① 내지 ③은 도 1에 도시된 1차 열처리 단계(S300)에 해당하며, 항목 ④ 내지 ⑦은 도 1에 도시된 서냉 및 급랭 단계(S400)에 해당하며, 항목 ⑧ 내지 ⑨는 도 1에 도시된 2차 열처리 단계(S500)에 해당한다. 표 2의 실시예1에서, 냉연판재에 대하여 1차 열처리를 수행하는 단계(S300)를 수행하는 공정 조건은 시작온도: 826 ~ 846 ℃, 유지시간: 60초 이상인 범위를 만족하며, 상기 1차 열처리한 냉연판재를 순차적으로 서냉 및 급랭하는 단계(S400)를 수행하는 공정 조건은 냉각 속도: 5 ~ 10℃/s, 서냉 종료 온도: 700 ~ 800℃, 급랭 속도: 50℃/s 이상, 급랭 종료 온도: 200 ~ 300℃인 범위를 만족하며, 상기 급랭한 냉연판재를 재가열하여 2차 열처리를 수행하는 단계(S500)를 수행하는 공정 조건은 재가열 온도: 400 ~ 460℃, 재가열 유지 시간: 10 ~ 300초인 범위를 만족한다.
이에 반하여, 비교예1 및 비교예2에서, 냉연판재에 대하여 1차 열처리를 수행하는 단계(S300)를 수행하는 공정 조건은 시작온도: 826 ~ 846 ℃인 범위를 만족하지 못한다. 즉, 비교예 1은 1차 열처리 시작온도가 826℃보다 낮으며, 비교예 2는 1차 열처리 시작온도가 846℃보다 높다.
표 3은 본 발명의 실험예에 따른 강판의 최종 미세조직과 재질을 나타낸다.
Retained γ(%) Ferrite α(%) Tampered martensite(%) YS(MPa) TS(MPa) YR T.EL(%) U.EL(%) TS×T.EL(MPa×%) λ(HER)(%)
비교예1 14.50 22.3 63.2 843 1178 0.72 17.1 16.1 20144 24
비교예2 11.09 5.8 83.11 1091 1257 0.87 14.4 8.4 18101 37.5
실시예1 14.55 15.7 71.75 909 1254 0.72 16.5 10.6 20691 34.0
표 3을 참조하면, 실시예1의 강판은 최종 미세조직 내 상기 페라이트(Ferrite α)의 부피분율이 11 ~ 20%이며, 상기 템퍼드 마르텐사이트(Tampered martensite)의 부피분율은 65% 이상이며, 상기 잔류 오스테나이트(Retained γ)의 부피분율은 10 ~ 20%의 범위를 만족하며, 항복강도(YS): 850MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(T.EL): 14% 이상, 홀 확장성(HER): 30% 이상, 인장강도(TS)와 연신율(T.EL)의 곱: 20,000 이상인 범위를 만족한다.
이에 반하여, 비교예1은 최종 미세조직 내 템퍼드 마르텐사이트(Tampered martensite)의 부피분율이 65% 이상, 항복강도(YS): 850MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 홀 확장성(HER): 30% 이상의 범위를 각각 만족하지 못한다. 그리고, 비교예2는 최종 미세조직 내 상기 페라이트(Ferrite α)의 부피분율: 11 ~ 20%, 인장강도(TS)와 연신율(T.EL)의 곱: 20,000 이상인 범위를 각각 만족하지 못한다.
즉, 이상역 소둔인 어닐링온도 825℃ 공정을 거친 비교예1의 강판은 상대적으로 높은 연신율을 보이지만 낮은 항복강도 (YS)와 구멍확장성 (HER)으로 목표 재질에 도달하지 못하였다. 높은 페라이트의 분율에 의하여 높은 연신율이 확보 되었으나, 템퍼드 마르텐사이트를 충분히 확보하지 못하여 강도가 하락하였다. 또한 상간 경도차가 큰 페라이트와 템퍼드 마르텐사이트의 경계면이 증가하여 구멍확장성이 하락한 것으로 판단된다.
단상역소둔인 어닝링온도 855℃ 공정 구간을 거친 비교예2의 강판의 경우, 항복강도는 850 MPa 이상, 인장 강도는 1180 MPa 이상, 연신율은 14% 이상, 구멍확장성은 30% 이상의 값을 가지지만, 최종 재질 인장 강도×총 연신율 값이 약 20,000 이상을 만족하지 못하였다. 이는 충분한 분율을 페라이트를 확보하지 못 한 것에서 기인된 것으로 판단된다.
이에 반하여, Ac3 직하의 온도인 어닐링온도 840℃ 공정 구간을 거친 실시예1의 강판의 경우, 우수한 항복, 인장 강도 및 연신율, 구멍확장성을 갖고 있음을 확인할 수 있다. 또한 항복비가 낮아 가공성이 우수하다. 이는 적절 공정 조건에서 발현되는 이상적인 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 미세조직 형성에 기인하는 것으로 판단된다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (14)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.12 ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.6 ~ 2.4%, 망간(Mn): 2.0 ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    항복강도(YS): 850MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀 확장성(HER): 30% 이상인,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    강판의 최종 미세조직은 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 최종 미세조직 내 상기 페라이트의 부피분율은 11 ~ 20%이며, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 부피분율은 65% 이상이며, 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 20%인,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 최종 미세조직의 결정립 크기는 5 ㎛ 미만인 것을 특징으로 하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 인장강도(TS)와 상기 연신율(EL)의 곱이 20,000 이상인 것을 특징으로 하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  6. (a) 중량%로, 탄소(C): 0.12 ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.6 ~ 2.4%, 망간(Mn): 2.0 ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 적어도 어느 하나 이상의 합: 0 초과 0.05% 이하, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계;
    (b) 상기 열연판재를 냉간 압연하여, 냉연판재를 제조하는 단계;
    (c) 상기 냉연판재를 (AC3 - 20) ~ AC3 ℃의 온도에서 1차 열처리를 수행하는 단계;
    (d) 상기 1차 열처리한 냉연판재를 순차적으로 서냉 및 급랭하는 단계;
    (e) 상기 급랭한 냉연판재를 재가열하여 2차 열처리를 수행하는 단계;를 포함하되,
    상기 (e) 단계 후에 상기 냉연판재는 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 최종 미세조직을 가지는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 최종 미세조직 내 상기 페라이트의 부피분율은 11 ~ 20%이며, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 부피분율은 65% 이상이며, 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 20%인,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  8. 제 6 항에 있어서,
    상기 (c) 단계에서 상기 1차 열처리는 826 ~ 846℃에서 수행되는 것을 특징으로 하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  9. 제 6 항에 있어서,
    상기 (d) 단계에서 상기 서냉은 상기 1차 열처리한 냉연판재를 5 ~ 10℃/s의 냉각 속도로 700 ~ 800℃ 까지 냉각하는 단계를 포함하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  10. 제 6 항에 있어서,
    상기 (d) 단계에서 상기 급랭은 상기 서냉한 냉연판재를 50℃/s 이상의 냉각 속도로 200 ~ 300℃ 까지 냉각하고 5 ~ 20초 동안 유지하는 단계를 포함하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  11. 제 6 항에 있어서,
    상기 (e) 단계에서 상기 2차 열처리는 상기 급랭한 냉연판재를 10 ~ 20℃/s의 승온 속도로 400 ~ 460℃의 온도까지 승온하고 10 ~ 300초 동안 유지하는 단계를 포함하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  12. 제 6 항에 있어서,
    상기 (a) 단계에서 상기 열연판재를 제조하는 단계는 재가열온도: 1150 ~ 1250℃, 마무리압연온도: 900 ~ 950℃, 권취온도: 550 ~ 650℃인 조건에서 수행하며,
    상기 (b) 단계에서 상기 냉연판재를 제조하는 단계는 냉간압연 압하율: 40 ~ 60%인 조건에서 수행하는 것을 특징으로 하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  13. 제 6 항에 있어서,
    상기 (e) 단계 후에 상기 냉연 판재를 430 ~ 470℃의 도금욕에 침지하여 도금층을 형성하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  14. 제 13 항에 있어서,
    상기 도금층을 490 ~ 530℃의 온도에서 합금화 하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
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