WO2022131596A1 - 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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박희수
황현규
김성규
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Definitions

  • the present invention relates to a steel suitable as a material for automobiles, and more particularly, to a high-strength steel sheet having excellent bendability and formability, and a method for manufacturing the same.
  • high-strength steel with excellent strength is employed as a material for structural members such as members, seat rails, and pillars to improve the impact resistance of the vehicle body. have.
  • These automobile parts have a complex shape according to stability and design, and are mainly manufactured by molding with a press mold, so high strength and high formability are required.
  • high-strength steels used as automotive materials are typically dual phase steel (DP steel), transformation induced plasticity steel (TRIP steel), and complex phase steel (CP steel). steel), and ferrite-bainite steel (Ferrite Bainite steel, FB steel).
  • DP steel an ultra-high tensile steel, has a low yield ratio of about 0.5 to 0.6, so it is easy to process and has the advantage of having the highest elongation after TRIP steel. Accordingly, it is mainly applied to door outers, seat rails, seat belts, suspensions, arms, wheel disks, and the like.
  • TRIP steel has a characteristic of exhibiting excellent formability (high ductility) by having a yield ratio in the range of 0.57 to 0.67, and is therefore suitable for parts requiring high formability such as members, roofs, seat belts, bumper rails, etc.
  • CP steel is applied to side panels and underbody reinforcing materials due to its high elongation and bending workability as well as resistance yield ratio
  • FB steel is mainly applied to suspension lower arms and wheel disks because of its excellent hole expandability.
  • DP steel is mainly composed of ferrite with excellent ductility and hard phase with high strength (martensite phase, bainite phase), and a trace amount of retained austenite may exist.
  • Such DP steel has excellent characteristics such as low yield strength, high tensile strength, low yield ratio (YR), high work hardening rate, high ductility, continuous yield behavior, room temperature aging resistance, and bake hardenability.
  • YR low yield strength
  • high tensile strength high tensile strength
  • low yield ratio YR
  • high work hardening rate high ductility
  • continuous yield behavior room temperature aging resistance
  • bake hardenability it is possible to manufacture high-strength steel with high bendability by controlling the fraction, recrystallization degree, distribution uniformity, and the like of each phase.
  • DP steel for automobiles manufactures slabs through steelmaking and casting processes, then [heating-rough rolling-finishing hot rolling] on the slabs to obtain hot-rolled coils and then annealing to produce final products.
  • the annealing process is a process mainly performed during the manufacture of cold-rolled steel sheets.
  • the hot-rolled coil is pickled to remove surface scale, cold-rolled at a constant reduction rate at room temperature, and then the annealing process and necessary Accordingly, it is manufactured through an additional temper rolling process.
  • Cold rolled steel sheet (cold rolled material) obtained by cold rolling itself is in a very hardened state and is not suitable for manufacturing parts requiring workability. can do it
  • a steel sheet (cold rolled material) is heated to approximately 650 to 850° C. in a heating furnace and then maintained for a certain period of time, thereby lowering hardness and improving workability through recrystallization and phase transformation.
  • a steel sheet that has not been subjected to an annealing process has high hardness, particularly a high surface hardness and poor workability, whereas a steel sheet subjected to an annealing process has a recrystallized structure, and thus hardness, yield point, and tensile strength are lowered, thereby improving workability.
  • the ferrite is completely recrystallized in the heating process during continuous annealing to form an equiaxed crystal, so that it becomes an equiaxed crystal when austenite is generated and grown in the subsequent process, so that the grain size is reduced It is advantageous to form a small and uniform austenite phase.
  • Patent Document 1 suggests a method according to the refinement of the structure, and specifically, fine precipitation with a particle diameter of 1 to 100 nm inside the structure for a composite steel sheet mainly having a martensitic phase.
  • a method of dispersing copper particles is disclosed.
  • this technology requires the addition of 2 to 5% Cu in order to obtain good fine precipitated particles, and there is a concern that red heat brittleness may occur due to a large amount of Cu, and there is a problem that the manufacturing cost is excessively increased.
  • Patent Document 2 has a structure containing 2 to 10 area % of pearlite by using ferrite as a matrix structure, and increases the strength by strengthening precipitation and refining grains through the addition of carbon-nitride forming elements (ex, Ti, etc.)
  • An improved steel sheet is disclosed. While the steel sheet is good in terms of hole expandability, there is a limitation in further increasing the tensile strength, and there is a problem in that cracks occur during fresh forming due to high yield strength and low ductility.
  • Patent Document 3 discloses a technology for producing a cold-rolled steel sheet that simultaneously obtains high strength and high ductility using a tempered martensite phase and has an excellent plate shape after continuous annealing, but the carbon (C) content in the steel is 0.2% or more.
  • C carbon
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-264176
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 2015-0073844
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-090432
  • One aspect of the present invention is to provide a high-strength steel sheet suitable for automotive structural members, etc., having a low yield ratio, high strength, and excellent formability such as bendability through improvement of ductility, and a method of manufacturing the same will be.
  • the subject of the present invention is not limited to the above.
  • the subject of the present invention will be understood from the overall content of the present specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will have no difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • the microstructure includes ferrite having an area fraction of 35 to 50% and bainite of 35 to 45%, and the remainder martensite, and the ferrite is non-recrystallized ferrite having an area fraction of 8 to 15% and recrystallized ferrite of 27 to 35%.
  • ferrite having an area fraction of 35 to 50% and bainite of 35 to 45%, and the remainder martensite, and the ferrite is non-recrystallized ferrite having an area fraction of 8 to 15% and recrystallized ferrite of 27 to 35%.
  • a high-strength steel sheet having excellent bendability and formability.
  • Another aspect of the present invention comprises the steps of preparing a steel slab having the above-described alloy composition; heating the steel slab in a temperature range of 1100 to 1300 °C; manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot rolling the heated steel slab; winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 400 to 700°C; cooling the hot-rolled steel sheet to room temperature after the winding; manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling the cooled hot rolled steel sheet; continuous annealing of the cold-rolled steel sheet; first cooling at an average cooling rate of 1 to 10° C./s to a temperature range of 650 to 700° C. after the continuous annealing; and secondary cooling at an average cooling rate of 5 to 50 °C/s to a temperature range of 300 to 580 °C after the primary cooling,
  • the cold rolling is performed in 7 passes or less, and provides a method of manufacturing a high-strength steel sheet having excellent bendability and formability, characterized in that the total reduction ratio is 55 to 70%.
  • the steel sheet of the present invention with improved formability can prevent machining defects such as cracks or wrinkles during press forming, it has an effect of being suitably applied to structural parts that require processing into complex shapes. Furthermore, when a vehicle to which such parts are applied inevitably collides, it is effective to manufacture a material with improved crash resistance so that defects such as cracks are not easily formed.
  • FIG. 1 shows a microstructure photograph of an invention steel according to an embodiment of the present invention.
  • FIG 3 is a graph showing a change in physical properties according to a rolling reduction during cold rolling according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a graph showing a change in physical properties according to an annealing temperature according to an embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention have studied deeply in order to develop a material having a level of formability suitable for use in parts requiring processing into complex shapes among materials for automobiles.
  • the present inventors have confirmed that the target can be achieved by inducing sufficient recrystallization of the soft phase affecting the ductility of steel, and have completed the present invention.
  • High-strength steel sheet having excellent bendability and formability is, by weight, carbon (C): 0.05 to 0.12%, manganese (Mn): 2.0 to 3.0%, silicon (Si): 0.5% or less ( 0% or less), Chromium (Cr): 1.0% or less (excluding 0%), Niobium (Nb): 0.1% or less (excluding 0%), Titanium (Ti): 0.1% or less (excluding 0%) , boron (B): 0.0025% or less (excluding 0%), aluminum (sol.Al): 0.02 to 0.05%, phosphorus (P): 0.05% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%).
  • the content of each element is based on the weight, and the ratio of the tissue is based on the area.
  • Carbon (C) is an important element added for solid solution strengthening, and this C is combined with the precipitating elements to form fine precipitates, thereby contributing to the improvement of the strength of steel.
  • the C may be included in an amount of 0.05 to 0.12%. More advantageously, it may be included in an amount of 0.06% or more, and may be included in an amount of 0.10% or less.
  • Manganese (Mn) is an element advantageous for precipitating sulfur (S) in steel as MnS to prevent hot brittleness caused by the generation of FeS, and for solid solution strengthening of steel.
  • the content of Mn is less than 2.0%, the above-described effect cannot be obtained, and there is a difficulty in securing the strength of the target level.
  • the content exceeds 3.0% there is a high possibility that problems such as weldability and hot-rollability occur, and at the same time, there is a fear that ductility may be lowered as martensite is more easily formed due to an increase in hardenability.
  • Mn-Bands Mn oxide bands
  • the Mn may be included in an amount of 2.0 to 3.0%, and more advantageously, it may be included in an amount of 2.2 to 2.8%.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element and is advantageous in promoting ferrite transformation to secure a target level of ferrite fraction. In addition, it is effective in increasing the strength of ferrite due to its good solid solution strengthening ability, and is a useful element for securing strength without reducing the ductility of steel.
  • the Si may be included in an amount of 0.5% or less, and 0% may be excluded. More advantageously, it may be included in an amount of 0.1% or more.
  • Chromium (Cr) is an element that facilitates the formation of a bainite phase, and suppresses the formation of a martensite phase during annealing heat treatment, and is an element that contributes to strength improvement by forming fine carbides.
  • the Cr may be included in an amount of 1.0% or less, and 0% may be excluded.
  • Niobium is an element that segregates at the austenite grain boundary, suppresses coarsening of austenite grains during annealing heat treatment, and forms fine carbides to improve strength.
  • the Nb may be included in an amount of 0.1% or less, and 0% may be excluded.
  • Titanium (Ti) is an element that forms fine carbides and contributes to securing yield strength and tensile strength.
  • Ti has the effect of suppressing the formation of AlN by Al inevitably present in the steel by precipitating N as TiN in the steel, thereby reducing the possibility of cracks during continuous casting.
  • Ti may be included in an amount of 0.1% or less, and 0% may be excluded.
  • Boron (B) is an element that delays the transformation of austenite to pearlite in the cooling process after annealing heat treatment, but when its content exceeds 0.0025%, B is excessively concentrated on the surface, which may lead to deterioration of plating adhesion.
  • B may be included in an amount of 0.0025% or less, and 0% may be excluded.
  • Aluminum (sol.Al) is an element added for the effect of refining the grain size and deoxidation of steel, and if the content is less than 0.02%, it is impossible to manufacture aluminum killed steel in a stable state. On the other hand, when the content exceeds 0.05%, the crystal grains are refined and the strength is improved, but there is a high risk of surface defects of the plated steel sheet due to excessive formation of inclusions during the steel making operation.
  • the sol.Al may be included in an amount of 0.02 to 0.05%.
  • Phosphorus (P) is a substitution-type element having the greatest solid solution strengthening effect, and is an element advantageous in securing strength while improving in-plane anisotropy and not significantly reducing formability.
  • P Phosphorus
  • the content of P can be controlled to 0.05% or less, and 0% can be excluded in consideration of the unavoidably added level.
  • S Sulfur
  • S is an element that is unavoidably added as an impurity element in steel, and it inhibits ductility, so it is desirable to manage its content as low as possible.
  • S since S has a problem of increasing the possibility of generating red hot brittleness, it is preferable to control its content to 0.01% or less. However, 0% may be excluded in consideration of the unavoidably added level during the manufacturing process.
  • Nitrogen (N) is a solid solution strengthening element, but when its content exceeds 0.01%, the risk of brittleness increases, and there is a risk of impairing the playing quality by combining with Al in steel to precipitate AlN excessively.
  • the N may be included in 0.01% or less, and 0% may be excluded in consideration of the unavoidably added level.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the steel sheet of the present invention having the above-described alloy composition may be composed of ferrite as a microstructure and a bainite phase and a martensite phase, which are hard phases.
  • the steel sheet of the present invention may include a ferrite phase in an area fraction of 35 to 50%, and a bainite phase in an amount of 35 to 45%.
  • the remainder may include a martensite phase, and in addition to this, may include a trace amount of a residual austenite phase.
  • the ferrite phase may include non-recrystallized ferrite and recrystallized ferrite, and the non-recrystallized ferrite may include an area fraction of 8 to 15%, and the recrystallized ferrite may include an area fraction of 27 to 35%.
  • the fraction of the non-recrystallized ferrite is less than 8%, the recrystallization proceeds excessively, and there is a risk of being inferior in strength.
  • the fraction exceeds 15%, as the stretched hard phase is distributed and distributed in the tissue, the yield strength is excessively increased, making it difficult to secure workability.
  • the martensite phase is not specifically limited in terms of its fraction, but it is advantageous to include an area fraction of 20% or less (excluding 0%) in order to secure ultra-high strength of 980 MPa or higher tensile strength. .
  • the fraction of the martensite phase exceeds 20%, ductility is lowered, making it difficult to secure a target level of workability.
  • the fraction of the retained austenite phase does not exceed 3%, and even if it is 0%, there is no difficulty in securing the intended physical properties.
  • the steel sheet of the present invention having the above-described microstructure has a thickness of 0.5 to 2.5 mm, a tensile strength of 980 MPa or more, a yield strength of 550 to 650 MPa, and an elongation (total elongation) of 12% or more.
  • the steel sheet may have an excellent effect of bendability (bendability) by having a three-point bending angle of 90 degrees or more.
  • the present invention can manufacture a desired steel sheet through the process of [steel slab heating - hot rolling - winding - cold rolling - continuous annealing], and each process will be described in detail below.
  • This process is performed in order to smoothly perform the subsequent hot rolling process and sufficiently obtain the target physical properties of the steel sheet.
  • the conditions of the heating process there is no particular limitation on the conditions of the heating process, and any normal conditions may be used.
  • the heating process may be performed in a temperature range of 1100 to 1300 °C.
  • the hot-rolled steel slab heated according to the above can be manufactured into a hot-rolled steel sheet, and in this case, the finish hot-rolling can be performed at an outlet temperature of Ar3 or more and 1000°C or less.
  • the finish hot rolling may be performed in a temperature range of 760 to 940 °C.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above may be wound in a coil shape.
  • the winding may be performed in a temperature range of 400 to 700 °C. If the coiling temperature is less than 400 °C, the martensite or bainite phase is excessively formed, causing an excessive increase in strength of the hot-rolled steel sheet, and problems such as shape defects due to load during subsequent cold rolling may be caused. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 °C, there is a problem that the surface scale increases and the pickling property deteriorates.
  • the wound hot-rolled steel sheet it is preferable to cool the wound hot-rolled steel sheet to room temperature at an average cooling rate of 0.1° C./s or less (excluding 0° C./s).
  • the wound hot-rolled steel sheet may be cooled after passing through processes such as transport and stacking, and the process before cooling is not limited thereto.
  • the hot-rolled steel sheet wound according to the above can be cold-rolled to manufacture a cold-rolled steel sheet.
  • the present invention is characterized by providing a method for manufacturing a cold rolled steel sheet using an ultra-thin cold rolling mill (ZRM) as a method for overcoming the limitations of the above-described cold rolling process.
  • ZRM ultra-thin cold rolling mill
  • it may be a rolling mill in which a pair of work rolls and a plurality of (eg, about 17 to 19) back rolls are connected to the work roll, and if the rolling load can be reached, it is limited only to this make it clear that it is not
  • cold rolling using the ultra-thin cold rolling mill can be performed in 7 passes or less, preferably 5 to 7 passes, and a lower pass compared to the existing continuous rolling mill (8 to 14 passes) It has the characteristic of doing it with
  • the 7 or less passes can be set as 1 stand, and the total reduction ratio is 55% or more, preferably, the reduction is possible at 55 to 70%, and there is an economically advantageous effect.
  • the total reduction ratio during the cold rolling is less than 55%, ferrite recrystallization is delayed and it is difficult to obtain a fine and uniform austenite phase.
  • the total reduction ratio exceeds 70%, the yield strength is excessively increased due to excessive recrystallization and generation of fine grains to cause a decrease in workability, or to inhibit phase transformation while excessive recrystallization and recovery occur during annealing to suppress low temperature The formation of the metamorphic phase becomes difficult, and there is a fear that the target level of strength may not be obtained as a result.
  • a reversing rolling mill is a type of rolling mill used for rolling thin materials, and refers to a rolling mill that rolls materials while reciprocating between a pair of rolls. have.
  • the present invention can further improve the material uniformity of the cold-rolled steel sheet to be manufactured by performing cold rolling under reduced pressure, and has the effect of securing a thinner thickness compared to the existing cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention may have a thickness of 0.5 to 2.5 mm.
  • the hot-rolled steel sheet may be pickled before the cold rolling, and the pickling process may be performed in a conventional manner.
  • the continuous annealing treatment may be performed, for example, in a continuous annealing furnace (CAL).
  • CAL continuous annealing furnace
  • a continuous annealing furnace may be composed of [heating zone - cracking zone - cooling zone (slow cooling zone and rapid cooling zone) - (excessive aging zone, if necessary)]. After heating, it is heated to a specific temperature in the heating zone, and after reaching the target temperature, it is maintained in the crack zone for a certain period of time.
  • the temperature of the heating zone and the cracking zone can be controlled equally during the continuous annealing, which means that the end temperature of the heating zone and the starting temperature of the cracking zone are controlled equally.
  • the temperature of the heating zone and the crack zone can be controlled to 770 ⁇ 810 °C. If the temperature is less than 770 ° C, sufficient heat input for recrystallization cannot be applied, whereas when the temperature exceeds 810 ° C, productivity is reduced and an austenite phase is excessively formed, resulting in the hard phase fraction after subsequent cooling This greatly increases, and there is a fear that the ductility of the steel may be inferior.
  • the step-by-step cooling may consist of primary cooling - secondary cooling. Specifically, after the continuous annealing, after primary cooling at an average cooling rate of 1 to 10 °C / s to a temperature range of 650 to 700 °C, Secondary cooling can be performed at an average cooling rate of 5 to 50 °C/s up to a temperature range of 300 to 580 °C.
  • the primary cooling process may be performed at an average cooling rate of 1°C/s or more.
  • rapid cooling may be performed at a cooling rate of a predetermined or higher.
  • the secondary cooling end temperature is less than 300 °C, there is a fear that cooling deviation occurs in the width and length directions of the steel plate and deteriorate the plate shape. It can't be done, and the strength can be lowered.
  • the average cooling rate during the secondary cooling is less than 5 °C / s, there is a fear that the fraction of the hard phase becomes excessive, whereas when it exceeds 50 °C / s, there is a risk that the hard phase becomes insufficient.
  • overaging may be performed.
  • the overaging treatment is a process of maintaining the secondary cooling end temperature for a certain period of time, and uniform heat treatment is performed in the width and length directions of the coil, thereby improving the shape quality. To this end, the overaging treatment may be performed for 200 to 800 seconds.
  • the temperature may be the same as the secondary cooling end temperature or may be performed within the secondary cooling end temperature range.
  • the high-strength steel sheet of the present invention prepared as described above has a microstructure composed of a hard phase and a soft phase, and in particular, by maximizing ferrite recrystallization by an optimized cold rolling and annealing process, bainite is a hard phase in the finally recrystallized ferrite matrix. and the martensite phase may have a uniformly distributed structure.
  • the steel sheet of the present invention has a high tensile strength of 980 MPa or more, it is possible to ensure excellent bendability and formability by ensuring a resistance yield ratio and high ductility.
  • each steel slab was heated at 1200° C. for 1 hour, and then finish hot rolled at a finish rolling temperature of 880 to 920° C. to prepare a hot-rolled steel sheet.
  • the thickness of each hot-rolled steel sheet was 2.1 to 3.5 mm, and in the case of the cold-rolled steel sheets having a thickness of 0.8 mm (see Table 2), the thickness of the hot-rolled steel sheet was 8 mm.
  • each hot-rolled steel sheet was wound at 650°C and cooled to room temperature at a cooling rate of 0.1°C/s. Thereafter, the wound hot-rolled steel sheet was subjected to cold rolling and continuous annealing under the conditions shown in Table 2 below, and then subjected to over-aging treatment at 360° C. for 520 seconds after stepwise cooling (1st - 2nd) to prepare a final steel sheet .
  • stepwise cooling primary cooling was performed at an average cooling rate of 3°C/s, and secondary cooling was performed at an average cooling rate of 20°C/s.
  • a tensile test piece of JIS No. 5 size was taken in the vertical direction of the rolling direction, and then a tensile test was performed at a strain rate of 0.01/s.
  • a three-point bending test for evaluation of bendability was performed based on the VDA standard (VDA238-100) prescribed by the German Automobile Manufacturers Association, and the displacement at the maximum load measured in the bending test was performed.
  • the bending angle was measured by converting the angle from the VDA standard.
  • the specimen dimensions were 60 mm ⁇ 60 mm, the bending roll diameter was 30 mm, the interval between the rolls was 2.9 mm, the punch R value was 0.4 mm, and the punch press-in speed was 20 mm/min.
  • bainite and martensite phases corresponding to the hard phases among the tissue phases were observed through SEM at 5000 magnification after nital etching. At this time, the fraction of the observed hard phase was measured. In addition, for the phases, each fraction was measured using SEM and an image analyzer after nital etching. At this time, unrecrystallized ferrite was expressed as the fraction of ferrite in which the deformed structure remained in the total ferrite fraction through an image analyzer.
  • the material uniformity of the steel sheet is improved because the fraction of recrystallized ferrite is formed to be 27% or more.
  • Recrystallization of steel is a phenomenon in which ferrite atoms are rearranged during annealing. The higher the recrystallization degree, the more austenite transformation occurs in various directions, and the uniform material quality of the entire steel increases, which is advantageous for improving workability.
  • Comparative Examples 1 and 2 which had a low cracking temperature and a low cold rolling reduction during continuous annealing during the steel sheet manufacturing process, showed excessively high yield strength and tensile strength due to excessive ferrite phase in which recrystallization did not occur sufficiently, and elongation and 3 points. The bending angle is also low and the machinability is poor.
  • Comparative Example 3 also had a low cracking temperature and a low cold rolling reduction during continuous annealing, so that a non-recrystallized ferrite phase was excessively formed and the three-point bending angle was inferior.
  • Comparative Example 8 was also a case where the total reduction ratio during cold rolling was less than 55%, but compared to Comparative Examples 6 or 7, the reduction ratio was higher than that of the present invention but inferior in ductility in terms of workability.
  • Comparative Examples 4-5 and 10 are cases in which recrystallization proceeds excessively during annealing after cold rolling to suppress austenite reverse transformation, resulting in inferior strength. Austenite reverse transformation does not occur well in recrystallized ferrite. In an environment where the recrystallization driving force is very high, the reverse transformation of austenite can be suppressed. showed results.
  • Figure 1 shows the microstructure photos of Inventive Examples 3 and 4
  • Figure 2 shows the microstructure photos of Comparative Examples 6 and 7.
  • FIG. 3 is a graph showing the change in workability according to the reduction ratio during cold rolling
  • FIG. 4 is a graph showing the change in workability according to the annealing temperature.

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Abstract

본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강에 관한 것이며, 구체적으로 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강에 관한 것이며, 구체적으로 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 자동차 산업분야에서는 CO2 배출 관련 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비 향상 또는 내구성 향상을 위하여 고강도 강의 사용이 요구되고 있다.
특히, 자동차의 충격 안정성의 규제가 확대되면서, 차체의 내충격성 향상을 위한 멤버(member), 시트레일(seat rail), 필러(pillar) 등과 같은 구조 부재의 소재로서 강도가 우수한 고강도 강이 채용되고 있다.
이러한 자동차 부품은 안정성, 디자인에 따라 복잡한 형상을 가지며, 주로 프레스 금형으로 성형하여 제조하므로, 고강도와 더불어 높은 수준의 성형성이 요구된다.
강의 강도가 높을수록 충격 에너지 흡수에 유리한 특징을 가지는 반면, 일반적으로 강도가 높아지면 연신율이 감소하게 되어 성형 가공성이 저하되는 문제점이 있다. 뿐만 아니라, 항복강도가 과도하게 높은 경우에는 성형시 금형에서 소재의 유입이 감소함에 따라 성형성이 열위하게 되고, 제조 단가가 상승하는 문제가 있다.
또한, 자동차 부품은 구멍을 가공한 후 확장하는 성형 부위가 다수이므로, 원활한 성형을 위해 굽힘성(Bendability, 벤딩성)이 요구되나, 고강도 강은 굽힘성이 낮아 성형 중 크랙(crack)과 같은 결함이 발생하는 문제가 있다. 이와 같이, 벤딩성이 열위하면 자동차 충돌시 부품 성형부에서 크랙이 발생하여 부품이 쉽게 파괴되면서 탑승자의 안전이 위협받을 우려가 있다.
한편, 자동차용 소재로 사용되는 고강도 강으로는, 대표적으로 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강), 페라이트-베이나이트강(Ferrite Bainite steel, FB강) 등이 있다.
초고장력 강인 DP강은 대략 0.5~0.6 수준의 낮은 항복비를 가지므로 가공이 쉽고, TRIP강 다음으로 높은 연신율을 가지는 장점이 있다. 이에, 주로 도어 아우터, 시트레일, 시트벨트, 서스펜션, 암, 휠 디스크 등에 적용되고 있는 실정이다.
TRIP강은 0.57~0.67 범위의 항복비를 가짐에 의해 우수한 성형성(고연성)을 나타내는 특징이 있으며, 이에 멤버, 루프, 시트벨트, 범퍼레일 등과 같은 고성형성을 요구하는 부품에 적합하다.
CP강은 저항복비와 더불어 높은 연신율과 굽힘가공성에 의해 사이드 패널, 언더바디 보강재 등에 적용되며, FB강은 구멍확장성이 우수하여 주로 서스펜션 로어암이나 휠 디스크 등에 적용된다.
이 중, DP강은 주로 연성이 우수한 페라이트와 강도가 높은 경질상(마르텐사이트 상, 베이나이트 상)으로 구성되며, 미량의 잔류 오스테나이트가 존재할 수 있다. 이러한 DP강은 항복강도가 낮고, 인장강도가 높아 항복비(Yield Ratio, YR)가 낮으며, 높은 가공경화율, 고연성, 연속항복거동, 상온 내시효성, 소부경화성 등이 우수한 특성을 가진다. 또한, 각 상(phase)의 분율과 재결정도, 분포 균일도 등을 제어함에 의해 굽힘성이 높은 고강도 강으로 제조할 수 있다.
그런데, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위해서는 강도 향상에 유리한 마르텐사이트 상과 같은 경한상(hard phase)의 분율을 높여야 하는데, 이 경우 항복강도가 상승하여 프레스 성형 중에 크랙(crack) 등의 결함이 발생하는 문제가 있다.
일반적으로 자동차용 DP강은 제강 및 연주 공정을 통해 슬라브를 제작한 다음, 이 슬라브에 대해 [가열-조압연-마무리 열간압연]하여 열연코일을 얻은 후 소둔 공정을 거쳐 최종 제품으로 제조한다.
여기서, 소둔 공정은 주로 냉연강판의 제조시 행해지는 공정으로, 냉연강판은 열연코일을 산 세척하여 표면 스케일(scale)을 제거하고, 상온에서 일정의 압하율로 냉간압연한 후, 소둔 공정과 필요에 따라 추가적인 조질압연 공정을 거쳐 제조된다.
냉간압연하여 얻은 냉연강판(냉연재)은 그 자체가 매우 경화된 상태로서, 가공성을 요구하는 부품을 제작하는 데에는 부적합하므로, 후속 공정으로 연속소둔로 내에서의 열처리를 통해 연질화시켜 가공성을 향상시킬 수 있다.
일 예로, 소둔 공정은 가열로 내에서 강판(냉연재)을 대략 650~850℃로 가열한 뒤 일정시간 유지함으로써 재결정과 상 변태 현상을 통해 경도를 낮추고 가공성을 개선할 수 있다.
소둔 공정을 거치지 않은 강판은 경도 특히, 표면경도가 높고 가공성이 부족한 반면, 소둔 공정이 행해진 강판은 재결정 조직을 가짐으로써 경도, 항복점, 항장력이 낮아져 가공성의 향상을 도모할 수 있다.
DP강의 항복강도를 낮추는 대표적인 방법으로서, 연속소둔시 가열 공정에서 페라이트를 완전하게 재결정시켜 등축정 형태로 제조함으로써, 후속 공정에서 오스테나이트의 생성 및 성장될 때 등축정 형태가 되도록 하여, 입자 크기가 작고 균일한 오스테나이트 상을 형성하는 것이 유리하다.
한편, 고강도 강의 가공성을 향상시키기 위한 종래기술로서, 특허문헌 1은 조직 미세화에 따른 방안을 제시하며, 구체적으로 마르텐사이트 상을 주체로 하는 복합조직강판에 대해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시키는 방법을 개시한다. 그러나, 이 기술은 양호한 미세 석출상 입자를 얻기 위해 2~5%의 Cu 첨가를 요구하는 바, 다량의 Cu에 기인한 적열 취성이 발생할 우려가 있고, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.
특허문헌 2는 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트(pearlite)를 2~10면적%로 포함하는 조직을 가지며, 탄·질화물 형성 원소(ex, Ti 등)의 첨가를 통한 석출 강화 및 결정립 미세화로 강도를 향상시킨 강판을 개시한다. 상기 강판은 구멍확장성 측면에서는 양호한 반면, 인장강도를 더욱 높이는 데에 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레시 성형시 크랙이 발생하는 문제가 있다.
특허문헌 3은 템퍼드 마르텐사이트 상을 활용한 고강도와 고연성을 동시에 얻으며, 연속소둔 후의 판 형상도 우수한 냉연강판을 제조하는 기술을 개시하지만, 강 중 탄소(C)의 함량이 0.2% 이상으로 높아 용접성이 열위하는 문제와 더불어, 다량의 Si 첨가에 기인한 로내 덴트 결함이 발생하는 문제가 있다.
전술한 종래기술들로부터 미루어볼 때, 용접성 등의 물성이 충족되는 고강도 강의 굽힘성 등과 같은 성형성을 향상시키기 위해서는 항복강도는 낮추되 연성을 향상시킬 수 있는 방안의 개발이 요구된다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2005-264176호
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제2015-0073844호
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 제2010-090432호
본 발명의 일 측면은, 자동차 구조부재용 등으로 적합한 소재로서, 낮은 항복비, 높은 강도를 가지면서, 연성의 향상을 통해 굽힘성 등의 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 면적분율 35~50%의 페라이트 및 35~45%의 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트를 포함하며, 상기 페라이트는 면적분율 8~15%의 미재결정 페라이트 및 27~35%의 재결정 페라이트로 이루어지는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 열연강판을 상온까지 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 연속소둔 처리하는 단계; 상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 300~580℃의 온도범위까지 5~50℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 냉간압연은 7 패스(pass) 이하로 행하며, 총 압하율이 55~70%인 것을 특징으로 하는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도를 가짐에도 굽힘성(3점 굽힘성)이 우수하여 성형성과 충돌 저항성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
이와 같이, 성형성이 향상된 본 발명의 강판은 프레스 성형시 크랙 또는 주름 등의 가공 결함을 방지할 수 있으므로, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 구조용 등의 부품에 적합하게 적용하는 효과가 있다. 나아가, 그러한 부품이 적용된 자동차가 불가피하게 충돌하는 경우, 크랙 등의 결함이 잘 형성되지 않도록 내충돌성이 향상된 소재를 제조하는 데에도 효과적이다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교강의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 냉간압연시 압하율에 따른 물성의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 소둔 온도에 따른 물성의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 자동차용 소재 중 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 사용할 수 있는 수준의 성형성을 가지는 소재를 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.
특히, 본 발명자들은 강의 연성에 영향을 미치는 연질상의 충분한 재결정을 유도함으로써 목표하는 바를 달성할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외)를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.05~0.12%
탄소(C)는 고용강화를 위해 첨가되는 중요한 원소이며, 이러한 C는 석출원소와 결합하여 미세 석출물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여한다.
상기 C의 함량이 0.12%를 초과하게 되면 경화능이 증가하여 강 제조시 냉각 중에 마르텐사이트가 형성됨에 따라 강도가 과도하게 상승하는 한편, 연신율의 감소를 초래하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하게 되어 부품으로 가공시 용접결함이 발생할 우려가 있다. 한편, 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 목표 수준의 강도 확보가 어려워진다.
따라서, 상기 C는 0.05~0.12%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 0.06% 이상으로 포함할 수 있으며, 0.10% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 2.0~3.0%
망간(Mn)은 강 중의 황(S)을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하며, 강을 고용강화시키는 데에 유리한 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 2.0% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도 확보에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높고, 동시에 경화능의 증가로 마르텐사이트가 보다 용이하게 형성됨에 따라 연성이 저하될 우려가 있다. 또한, 조직 내 Mn-Band(Mn 산화물 띠)가 과도하게 형성되어 가공 크랙과 같은 결함 발생의 위험이 높아지는 문제가 있다. 그리고, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mn은 2.0~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.2~2.8%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 변태를 촉진시켜 목표 수준의 페라이트 분율을 확보하는 데에 유리하다. 또한, 고용 강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높이는데 효과적이고, 강의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보하는 데에 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 고용강화 효과가 과도해져 오히려 연성이 저하되며, 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질에 악영향을 미치게 된다. 또한, 화성처리성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Si은 0.5% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다. 보다 유리하게는 0.1% 이상으로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외)
크롬(Cr)은 베이나이트 상의 형성을 용이하게 하는 원소이며, 소둔 열처리시 마르텐사이트 상의 형성을 억제하는 한편, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 베이나이트 상이 과도하게 형성되어 연신율이 감소하며, 입계에 탄화물이 형성되는 경우 강도 및 연신율이 열위할 우려가 있다. 또한, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Cr은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Nb의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 열위할 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Nb은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외)
티타늄(Ti)은 미세 탄화물을 형성하는 원소로서 항복강도 및 인장강도 확보에 기여한다. 또한, Ti은 강 중 N를 TiN으로 석출시켜 강 중에 불가피하게 존재하는 Al에 의한 AlN의 형성을 억제하는 효과가 있어, 연속주조시 크랙의 발생 가능성을 저감시키는 효과가 있다.
이러한 Ti의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소 우려가 있다. 또한, 연속주조시 노즐 막힘을 유발할 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ti은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외)
보론(B)은 소둔 열처리 후 냉각 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이나, 그 함량이 0.0025%를 초과하게 되면 B이 표면에 과다하게 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다.
따라서, 상기 B은 0.0025% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%
알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화 효과 및 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량이 0.02% 미만이면 안정된 상태로 알루미늄 킬드강을 제조할 수 없다. 반면, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 결정립이 미세화되어 강도가 향상되는 효과가 있지만, 제강 연주 조업시 개재물의 과다한 형성으로 도금강판의 표면 불량이 발생할 우려가 높아진다.
따라서, 상기 sol.Al은 0.02~0.05%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.05% 이하(0%는 제외)
인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 저하시키지 않으면서 강도 확보에 유리한 원소이다. 하지만, 이러한 P을 과잉 첨가할 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판 파단 발생 가능성이 증가하며, 도금 표면 특성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.05% 이하로 제어할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이고, 연성을 저해하므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, S은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 고용 강화 원소이나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 취성이 발생할 위험성이 커지며, 강 중 Al과 결합하여 AlN을 과다하게 석출시킴에 의해 연주 품질을 저해할 우려가 있다.
따라서, 상기 N는 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 페라이트와 경한상(hard phase)인 베이나이트 상과 마르텐사이트 상으로 구성될 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 강판은 페라이트 상을 면적분율 35~50%로 포함하며, 베이나이트 상을 35~45%로 포함할 수 있다. 그 외 잔부로는 마르텐사이트 상을 포함할 수 있으며, 이에 더하여 미량의 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있다.
상기 페라이트 상은 미재결정 페라이트와 재결정 페라이트로 구성되며, 상기 미재결정 페라이트는 면적분율 8~15%, 재결정 페라이트는 면적분율 27~35%로 포함할 수 있다.
페라이트의 미재결정도가 높을수록 조직 내 불균일성이 높아져 가공성이 열위할 우려가 있는 바, 적정 재결정을 통해 강 내 균일 조직의 형성을 유도하는 것이 바람직하다.
상기 미재결정 페라이트의 분율이 8% 미만이면 재결정이 과도하게 진행되어 강도 측면에서 열위할 우려가 있다. 반면, 그 분율이 15%를 초과하게 되면 연신된 경질상이 조직 내에서 편중되어 분포됨에 따라 항복강도가 과도하게 높아져 가공성의 확보가 어려워진다.
상기 베이나이트 상의 분율이 과도하게 높으면 상대적으로 연질상의 분율이 낮아져 목표 수준의 성형성을 확보할 수 없게 되며, 반면 그 분율이 35% 미만이면 굽힘성이 열위할 우려가 있다.
상기 페라이트 및 베이나이트 상을 제외한 조직 중 마르텐사이트 상은 그 분율에 대해 구체적으로 한정하지는 아니하나, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위하여 면적분율 20% 이하(0% 제외)로 포함하는 것이 유리하다. 상기 마르텐사이트 상의 분율이 20%를 초과하게 되면 연성이 저하되어 목표 수준의 가공성을 확보하기 어려워진다.
한편, 상기 잔류 오스테나이트 상은 그 분율이 3%를 넘지 않는 것이 유리하며, 0% 이더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
상술한 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 0.5~2.5mm의 두께를 가지며, 인장강도 980MPa 이상, 항복강도 550~650MPa, 연신율(총 연신율)이 12% 이상으로 고강도와 더불어 고연성의 특성을 가질 수 있다.
더불어, 상기 강판은 90도 이상의 3점 굽힘각을 가짐으로써 굽힘성(벤딩성)이 우수한 효과를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속소둔]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이하 각 공정에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
먼저, 전술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다.
본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 가열 공정의 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1100~1300℃의 온도 범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 출구측 온도 Ar3 이상~1000℃ 이하에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3 미만이면 열간 변형 저항이 급격히 증가하고, 열연코일의 상(top)부, 하(tail)부 및 에지(edge)부가 단상 영역으로 되어 면내 이방성이 증가되어 성형성이 열화될 우려가 있다. 한편, 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 상대적으로 압연 하중이 감소하여 생산성에는 유리한 반면, 두꺼운 산화 스케일이 발생할 우려가 있다.
보다 구체적으로, 상기 마무리 열간압연은 760~940℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 코일 형상으로 권취할 수 있다.
상기 권취는 400~700℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 만일, 권취 온도가 400℃ 미만이면 마르텐사이트 또는 베이나이트 상이 과다하게 형성되어 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래하여, 이후의 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하게 되면 표면 스케일이 증가하여 산세성이 열화되는 문제가 있다.
[냉각]
상기 권취된 열연강판을 상온까지 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 권취된 열연강판은 이송, 적치 등의 과정을 거친 후 냉각이 행해질 수 있으며, 냉각 이전의 공정이 이에 한정되는 것은 아님을 밝혀둔다.
이와 같이, 권취된 열연강판을 일정 속도로 냉각을 행함으로써 오스테나이트의 핵생성 사이트(site)가 되는 탄화물을 미세하게 분산시킨 열연강판을 얻을 수 있다.
[냉간압연]
상기에 따라 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다.
본 발명의 발명자들은 본 발명과 같은 기술분야에서 냉연강판의 제조를 위해 일반적인 연속압연기(ex, 롤 스탠드 5개 이상)를 이용한 멀티-스탠드(multi-stand) 공정의 경우, 목표로 하는 두께로의 압연에는 문제가 없으나, 재질 균일성을 확보하는 데에 한계가 있고, 생산성에도 한계가 있음을 확인하였다. 이에, 본 발명은 상술한 냉간압연 공정의 한계를 극복할 수 있는 방안으로서, 극박냉간압연기(ZRM)를 이용하여 냉연강판을 제조하는 방법을 제공하는 특징이 있다. 예컨대, 한 쌍의 워크 롤(work roll)과, 상기 워크 롤에 다수(ex, 17~19개 정도)의 백업 롤(back roll)이 연결된 압연기일 수 있으며, 압연하중에 도달 가능하다면 이것만으로 한정하는 것은 아님을 밝혀둔다.
구체적으로, 상기 극박냉간압연기(ZRM)를 이용한 냉간압연은 7회 이하의 패스(pass), 바람직하게는 5~7회의 패스로 행할 수 있으며, 기존 연속압연기(8~14회 패스) 대비 낮은 패스로 행하는 특징이 있다.
또한, 본 발명은 상기 7회 이하의 패스를 1 스탠드(stand)로 설정할 수 있으며, 총 압하율 55% 이상, 바람직하게는 55~70%로 강압하가 가능한 바, 경제적으로 유리한 효과가 있다.
상기 냉간압연시 총 압하율이 55% 미만이면 페라이트 재결정이 지연되어 미세하고 균일한 오스테나이트 상을 얻기 어렵다. 반면, 상기 총 압하율이 70%를 초과하게 되면 과도한 재결정 및 미세립 생성에 의해 항복강도가 지나치게 상승하여 가공성의 저하를 유발하거나, 소둔 중에 재결정 및 회복이 과도하게 일어나면서 상 변태를 억제시켜 저온변태상의 형성이 어려워지며, 그로 인해 목표 수준의 강도를 확보하지 못할 우려가 있다.
본 발명에서는 상기 극박냉간압연기를 이용한 냉간압연시 적은 횟수의 패스로도 목표 두께까지 구현할 수 있으며, 다만 열연강판의 두께가 4.0mm 이상의 후물재의 경우에는 리버싱 밀(reversing mill)을 활용하여 냉간압연을 15~20회(패스) 반복 함으로써 목표 압하율을 달성할 수 있다. 이 경우에는 15~20 패스를 1 스탠드(stand)로 설정할 수 있다. 리버싱 압연기는 박물재 압연에 사용되는 압연기의 일종으로서, 한 쌍의 롤(roll) 사이에서 소재를 왕복시키면서 압연하는 압연기를 일컬으며, 상기 소재의 왕복시 편도를 1회(패스)로 설정할 수 있다.
전술한 바와 같이, 본 발명은 강압하에 의한 냉간압연을 행함으로써, 제조되는 냉연강판의 재질 균일성을 더욱 향상시킬 수 있으며, 기존 냉연강판 대비 두께를 더 얇게 확보하는 효과가 있다.
바람직하게, 본 발명의 냉연강판은 0.5~2.5mm의 두께를 가질 수 있다.
본 발명은 상기 냉간압연 전에 열연강판을 산세 처리할 수 있으며, 상기 산세 처리 공정은 통상의 방법으로 행할 수 있음을 밝혀둔다.
[연속소둔]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속소둔 처리하는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔 처리는 일 예로 연속소둔로(CAL)에서 행해질 수 있다.
통상, 연속소둔로(CAL)는 [가열대 - 균열대 - 냉각대 (서냉대 및 급냉대) - (필요에 따라, 과시효대)]로 구성될 수 있는데, 이와 같은 연속소둔로에 냉연강판을 장입한 후 가열대에서 특정 온도로 가열하며, 목표 온도에 도달한 후 균열대에서 일정시간 유지하는 공정을 거치게 된다.
본 발명에서 상기 연속소둔시 가열대와 균열대의 온도를 동일하게 제어할 수 있으며, 이는 가열대의 종료온도와 균열대의 시작온도를 동일하게 제어함을 의미한다.
구체적으로, 상기 가열대 및 균열대의 온도는 770~810℃로 제어할 수 있다. 상기 온도가 770℃ 미만이면 재결정을 위한 충분한 입열을 가할 수 없게 되며, 반면 그 온도가 810℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고 오스테나이트 상이 과도하게 형성되어 후속 냉각 후 경질상(hard phase)의 분율이 크게 증가하여 강의 연성이 열위할 우려가 있다.
[단계적 냉각]
상기에 따라 연속소둔 처리된 냉연강판을 냉각함으로써 목표로 하는 조직을 형성할 수 있으며, 이때 단계적(stepwise)으로 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기 단계적 냉각은 1차 냉각 - 2차 냉각으로 이루어질 수 있으며, 구체적으로 상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각한 후, 300~580℃의 온도범위까지 5~50℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
이때, 2차 냉각 대비 1차 냉각을 보다 느리게 행함으로써 이후 상대적으로 급냉 구간인 2차 냉각시의 급격한 온도 하락에 의한 판 형상 불량을 억제할 수 있다.
상기 1차 냉각시 종료온도가 650℃ 미만이면 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아지는 반면, 오스테나이트 내의 탄소 농도가 낮아짐에 따라 경질상의 분율이 과도해져 항복비가 증가하며, 그로 인해 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 또한, 균열대와 냉각대(서냉대)의 냉각속도가 너무 커져 판의 형상이 불균일해지는 문제가 발생하게 된다. 상기 종료온도가 700℃를 초과하게 되면 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다.
또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 생산성을 고려하여 1차 냉각 공정을 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
상술한 바에 따라 1차 냉각을 완료한 후에는 일정 이상의 냉각속도로 급냉(2차 냉각)을 행할 수 있다. 이때, 2차 냉각 종료온도가 300℃ 미만이면 강판의 폭 방향 및 길이 방향으로 냉각 편차가 발생하여 판 형상이 열위해질 우려가 있으며, 반면 그 온도가 580℃를 초과하게 되면 경한상을 충분히 확보할 수 없게 되어 강도가 낮아질 수 있다.
또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 경한상(hard phase)의 분율이 과도해질 우려가 있고, 반면 50℃/s를 초과하게 되면 오히려 경한상이 불충분해질 우려가 있다.
한편, 필요에 따라 상기 단계적 냉각을 완료한 후 과시효 처리를 행할 수 있다.
상기 과시효 처리는 상기 2차 냉각 종료온도 후 일정시간 유지하는 공정으로서, 코일의 폭 방향, 길이 방향으로 균일한 열처리가 행해짐으로 형상 품질을 향상시키는 효과가 있다. 이를 위해, 상기 과시효 처리는 200~800초 동안 행할 수 있다.
상기 과시효 처리는 상기 2차 냉각 종료 직후 행할 수 있으므로, 그 온도가 상기 2차 냉각 종료 온도와 동일하거나, 상기 2차 냉각 종료 온도범위 내에서 행해질 수 있다.
전술한 바에 따라 제조된 본 발명의 고강도 강판은 미세조직이 경질상과 연질상으로 구성되며, 특히 최적화된 냉간압연 및 소둔 공정에 의해 페라이트 재결정을 극대화시킴으로써 최종적으로 재결정된 페라이트 기지에 경질상인 베이나이트와 마르텐사이트 상이 균일하게 분포된 조직을 가질 수 있다.
이로부터, 본 발명의 강판은 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가짐에도, 저항복비 및 고연성의 확보로 굽힘성 및 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 강 슬라브를 제작한 후, 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 1시간 가열한 다음, 마무리 압연온도 880~920℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이때, 각 열연강판의 두께는 2.1~3.5mm 이었으며, 냉연재의 두께가 0.8mm인 강 들(표 2 참조)의 경우 열연강판의 두께가 8mm 이었다.
이후, 각각의 열연강판을 650℃에서 권취한 후 0.1℃/s의 냉각속도로 상온으로 냉각하였다. 이후, 권취된 열연강판에 대해 하기 표 2에 나타낸 조건으로 냉간압연 및 연속소둔 처리한 다음, 단계적 냉각(1차-2차) 후 360℃에서 520초간 과시효 처리를 행하여, 최종 강판을 제조하였다.
이때, 단계적 냉각시 1차 냉각은 3℃/s의 평균 냉각속도, 2차 냉각은 20℃/s의 평균 냉각속도로 행하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 인장 및 가공 특성을 평가한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 압연 방향의 수직 방향으로 JIS 5호 사이즈의 인장시험편을 채취한 후 strain rate 0.01/s로 인장시험을 행하였다.
한편, 굽힘성(벤딩성) 평가를 위한 3점 굽힘 시험은 독일 자동차 공업회에서 규정된 VDA 기준(VDA238-100)에 의거하여 수행하였으며, 상기 굽힘 시험에서 측정되는 최대 하중시의 변위(displacement)를 VDA 기준에서 각도로 변환하여 굽힘 각도를 측정하였다. 이때의 시편 치수는 60mm×60mm, 굽힘 롤(roll) 직경은 30mm, 롤(roll)간 간격은 2.9mm, 펀치 R값은 0.4mm, 펀치 압입속도는 20mm/min 이었다.
그리고, 조직 상(phase) 중 경질상에 해당하는 베이나이트 및 마르텐사이트 상은 나이탈(nital) 에칭 후 5000배율로 SEM을 통해 관찰하였다. 이때, 관찰된 경질상의 분율을 측정하였다. 그 외, 상(phase) 들에 대해서도 나이탈 에칭 후 SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 각각의 분율을 측정하였다. 이때, 미재결정 페라이트는 이미지 분석기를 통해 전체 페라이트 분율에서 변형 조직이 남아있는 페라이트의 분율로 나타내었다.
추가로, 자동차 구조체 가공 후 용접성의 기준 충족 여부를 확인하기 위하여, 탄소당량(Ceq) 값을 측정하였으며, 하기 식에 따라 계산하였다.
식(1)...Ceq(%)= C + (Si/30) + (Mn/20) + 2P + 4S (여기서, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미한다.)
강번 합금조성 (중량%)
C Mn Si Cr Nb Ti B* sol.Al P S N*
1 0.083 2.29 0.406 0.836 0.049 0.0019 24 0.034 0.0086 0.0008 52
2 0.061 2.89 0.402 0.856 0.051 0.0202 22 0.036 0.0099 0.0016 45
3 0.068 2.27 0.399 0.850 0.047 0.0205 22 0.039 0.0094 0.0008 52
4 0.071 2.60 0.411 0.841 0.049 0.0198 23 0.037 0.0097 0.0007 44
5 0.090 2.12 0.395 0.833 0.048 0.0203 21 0.032 0.0073 0.0024 33
6 0.111 2.08 0.120 0.980 0.048 0.0210 23 0.026 0.0089 0.0009 55
B* 및 N*는 ppm 으로 나타낸 것이다.
Figure PCTKR2021017156-appb-img-000001
구분 미세조직 (면적분율%) 기계적 물성
재결정
F		 미재결정
F		 B M R-A YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 항복비
(YS/TS)		 El
(%)		 3점
굽힘각
(°)		 Ceq
(%)
비교예
1		 3.24 32.76 40 23 1 766 1179 0.65 10.7 74 0.231
비교예
2		 14.82 24.18 38 22 1 756 1158 0.65 9.9 84 0.245
비교예
3		 18 22 42 17 1 616 1081 0.57 13.6 87 0.217
발명예
1		 34 15 38 12 1 553 1034 0.53 12.5 90 0.237
발명예
2		 33.84 13.16 38 14 1 598 1077 0.55 13.6 99 0.233
비교예
4		 46.55 2.45 34 16 1 605 970 0.62 17.6 102 0.233
비교예
5		 49.4 2.6 38 9 1 456 888 0.51 17.2 108 0.240
비교예
6		 3.85 31.15 44 20 1 729 1151 0.63 11.1 82 0.231
비교예
7		 15.2 22.8 42 19 1 716 1137 0.63 10.4 79 0.245
비교예
8		 19.27 21.73 41 17 1 646 1078 0.60 11.5 93 0.217
발명예
3		 28.8 11.2 45 14 1 582 1040 0.56 14.5 98 0.237
발명예
4		 31.92 10.08 41 16 1 610 1070 0.57 14.3 94 0.233
비교예
9		 34.2 1.8 45 18 1 667 1055 0.63 16.2 103 0.233
비교예
10		 39.9 2.1 46 11 1 527 989 0.53 16.2 107 0.240
비교예
11		 4.32 31.68 43 20 1 730 1110 0.66 9.9 96 0.231
비교예
12		 15.91 21.09 44 18 1 704 1099 0.64 10.5 92 0.245
비교예
13		 19 19 43 18 1 706 1073 0.66 11.5 93 0.217
발명예
5		 28.12 9.88 43 18 1 647 1061 0.62 14.2 101 0.237
발명예
6		 27.72 8.28 44 19 1 648 1073 0.63 12.1 106 0.233
비교예
14		 28.25 1.75 45 24 1 720 1078 0.67 15.7 108 0.233
비교예
15		 30.05 1.95 44 23 1 657 1063 0.62 16.3 108 0.240
F: 페라이트
B: 베이나이트
M: 마르텐사이트
R-A: 잔류 오스테나이트
YS: 항복강도
TS: 인장강도
El: 연신율
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성과 제조조건 특히, 냉간압연 및 연속소둔 공정이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명예 1 내지 6은 냉간압연 이후 소둔 처리 과정에서 페라이트 재결정이 충분히 일어남에 의해 고강도를 가지면서, 판상 가공에 유리한 항복강도를 가질 뿐만 아니라, 연신율과 3점 굽힘성이 우수하였으며, 이로부터 목표 수준의 성형성의 확보가 가능함을 확인할 수 있다.
특히, 상기 발명예들은 재결정 페라이트의 분율이 27% 이상으로 형성됨으로써 강판의 재질 균일성이 향상된 특징이 있다. 강의 재결정은 소둔 중에 페라이트 원자가 재배열되는 현상으로 재결정도가 높을수록 다양한 방향에서 오스테나이트 변태가 발생하고, 강 전체의 균일 재질도가 높아져 가공성 향상에 유리하다.
반면, 강판 제조공정 중 연속소둔 시 균열 온도가 낮고 냉간압하율이 낮은 비교예 1 내지 2는 재결정이 충분히 일어나지 않은 페라이트 상이 과다하여 항복강도 및 인장강도가 과도하게 높게 나타났으며, 연신율 및 3점 굽힘각 역시 낮아 가공성이 열위한 경우이다. 또한, 비교예 3 역시 연속소둔 시 균열 온도가 낮고 냉간압하율이 낮아 미재결정 페라이트 상이 과다하게 형성되어 3점 굽힘각이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 6, 7, 11 내지 13은 재결정 구동을 위한 소둔 온도는 본 발명을 만족하나, 냉간압연시 총 압하율이 55% 미만으로 제어됨에 의해 연신된 경질상이 발달되었으며, 이로 인해 항복강도 및 인장강도가 과도하게 높아 가공성이 열위하였다.
비교예 8 역시 냉간압연시 총 압하율이 55% 미만인 경우이나, 비교예 6 또는 7 대비 압하율이 높아 가공성 측면에서는 본 발명 수준이나 연성이 열위한 결과를 보였다.
비교예 4-5, 9-10, 14-15는 냉간압연시 총 압하율이 90%로 매우 과도한 경우이다.
이 중, 비교예 4-5 및 10은 냉간압연 이후 소둔 중에 재결정이 과도하게 진행되어 오스테나이트 역변태가 억제됨에 따라 강도가 열위한 경우이다. 오스테나이트 역변태는 재결정 페라이트에서는 잘 일어나지 아니한 바, 재결정 구동력이 매우 높은 환경에서는 오스테나이트의 역변태가 억제될 수 있으며, 그에 따라 냉각시 마르텐사이트의 분율 저하 또는 최종 조직에서 페라이트의 분율이 높게 나타는 결과를 보였다.
비교예 9는 과도한 압하율에 따른 결정립 미세화 효과로 항복강도가 과도하게 높아져 성형이 어렵고, 가공비가 상승되는 결과를 보였다.
비교예 14 및 15는 강압연과 더불어 상대적으로 높은 온도에서의 소둔으로 인해 소둔 과정에서 오스테나이트가 과도하게 형성됨에 따라 냉각시 경질상 분율도 높아져 항복강도가 초과되었다.
도 1은 발명예 3 및 4의 미세조직 사진을 나타낸 것이며, 도 2는 비교예 6 및 7의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 강판은 충분한 분율의 재결정 페라이트 기지(matrix)에 균질하면서 미세한 베이나이트 상과 일정 분율의 마르텐사이트 상이 형성된 것을 확인할 수 있다.
반면, 도 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 6 및 7은 페라이트가 압연 방향으로 연신되어 형성된 것을 확인할 수 있으며, 재결정 부족으로 인해 동일한 형태로 베이나이트가 형성된 것을 알 수 있다. 이러한 베이나이트의 분율이 높아 항복강도 및 항복비가 과도하게 높아지면서 성형성이 열위한 것으로 볼 수 있다.
도 3은 냉간압연시의 압하율에 따른 가공성의 변화를 그래프로 나타낸 것이고, 도 4는 소둔 온도에 따른 가공성의 변화를 그래프로 나타낸 것이다.
도 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 소둔 조건에서 냉간압연시의 압하율이 55% 이상인 경우, 연신율 및 3점 굽힘각을 동시에 만족할 수 있음을 알 수 있다.
한편, 냉간압연시 45% 이상의 압하율이 적용되는 경우부터 연신율 및 3점 굽힘각의 향상을 도모할 수 있으나, 본 발명에서 목표로 하는 가공성을 확보하기 위해서는 상 변태와 재결정을 제어하는 합금조성 및 소둔 조건 등의 제어가 필요함을 인식할 수 있다 (도 4).

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 면적분율 35~50%의 페라이트 및 35~45%의 베이나이트와, 잔부 마르텐사이트를 포함하며, 상기 페라이트는 면적분율 8~15%의 미재결정 페라이트 및 27~35%의 재결정 페라이트로 이루어지는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 마르텐사이트 상을 면적분율 20% 이하(0% 제외)로 포함하는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 잔류 오스테나이트 상을 면적분율 3% 이하(0% 포함)로 더 포함하는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도 980MPa 이상, 항복강도 550~650MPa, 총 연신율 12% 이상인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 3점 굽힘각이 90도 이상인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 0.5~2.5mm의 두께를 가지는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.0025% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 열연강판을 상온까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 연속소둔 처리하는 단계;
    상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각 후 300~580℃의 온도범위까지 5~50℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 냉간압연은 7 패스(pass) 이하로 행하며, 총 압하율이 55~70%인 것을 특징으로 하는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 열간압연은 출구측 온도 Ar3 이상~1000℃ 이하에서 마무리 열간압연하는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 권취 후 냉각은 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 행하는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 연속소둔은 가열대, 균열대 및 냉각대가 구비된 설비에서 행하며, 상기 가열대 및 균열대는 770~810℃의 온도범위로 제어되는 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각 후 과시효 처리하는 단계를 더 포함하며,
    상기 과시효 처리는 200~800초간 행하는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  12. 제 7항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께가 4mm 이상일 때,
    상기 냉간압연은 리버싱 밀(reversing mill)을 이용하여 15~20 패스(pass)로 행하는 것인 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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