WO2023003188A1 - 구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2023003188A1
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조경래
김성규
박준호
한상호
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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 hole expandability and ductility and a manufacturing method thereof.
  • high-strength steel with excellent strength is used as a material for structural members such as members, seat rails, and pillars to improve the impact resistance of the vehicle body.
  • the higher the strength of the steel the more advantageous it is to absorb impact energy.
  • the higher the strength the lower the elongation, thereby reducing the molding processability.
  • the yield strength is excessively high, the flow of material from the mold during molding is reduced, resulting in poor moldability and an increase in manufacturing cost.
  • hole expandability is required for smooth molding, but high-strength steel has low hole expandability, resulting in cracks and cracks during molding. I have a problem with the same glitch. As such, if the hole expandability is poor, there is a concern that the safety of the occupant may be threatened as the part is easily destroyed due to cracks occurring in the part forming part when the car crashes.
  • high-strength steels used as materials for automobiles include Dual Phase Steel (DP Steel), Transformation Induced Plasticity Steel (TRIP Steel), and Complex Phase Steel (CP Steel). steel), ferrite-bainite steel (Ferrite Bainite steel, FB steel), etc.
  • DP steel an ultra-high-strength steel, has a low yield ratio of approximately 0.5 to 0.6, so it is easy to process and has the advantage of having a high elongation next to TRIP steel. Accordingly, it is mainly applied to door outers, seat rails, seat belts, suspensions, arms, wheel disks, and the like.
  • TRIP steel is characterized by 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, and bumper rails.
  • CP steel is applied to side panels and underbody stiffeners due to its low yield ratio, high elongation and bending workability, and FB steel has excellent hole expandability and is mainly applied to suspension lower arms or wheel discs.
  • DP steel is mainly composed of ferrite with excellent ductility and hard phases with high strength (martensite phase, bainite phase), and a small amount of retained austenite may be present.
  • This DP steel has excellent characteristics such as low yield strength, high tensile strength, low yield ratio (Yield Ratio, YR), high work hardening rate, high ductility, continuous yield behavior, room temperature aging resistance, baking hardenability, and the like.
  • high-strength steel with high hole expandability can be manufactured by controlling the fraction, recrystallization degree, and distribution uniformity of each phase.
  • DP steel for automobiles is manufactured as a final product through an annealing process after manufacturing a slab through a steelmaking and casting process, then obtaining a hot-rolled coil by performing [heating-rough rolling-finish hot rolling] on the slab.
  • the annealing process is a process mainly performed in the manufacture of cold-rolled steel sheet, and the cold-rolled steel sheet is pickled to remove the surface scale of the hot-rolled coil, cold-rolled at a constant reduction rate at room temperature, and then annealed and necessary. It is manufactured through an additional temper rolling process according to.
  • Cold-rolled steel sheets (cold-rolled products) obtained by cold rolling are in a very hardened state and are not suitable for manufacturing parts that require workability. can make it
  • the steel sheet (cold-rolled material) is heated to approximately 650 to 850° C. in a heating furnace and maintained for a predetermined time to lower hardness and improve workability through recrystallization and phase transformation.
  • the steel sheet that has not undergone the annealing process has high hardness, particularly surface hardness, and lacks workability
  • the steel sheet subjected to the annealing process has a recrystallized structure, so that hardness, yield point, and tensile strength are lowered to improve workability.
  • ferrite is completely recrystallized in the heating process during continuous annealing to produce equiaxed crystals, so that austenite is created and grown in equiaxed crystals in the subsequent process, so that the grain size is reduced. It is advantageous to form a small, uniform austenite phase.
  • Patent Document 1 proposes a method according to microstructure, and specifically, for a composite structure steel sheet mainly composed of martensite phase, fine precipitation with a grain size of 1 to 100 nm is deposited inside the structure. A method of dispersing copper particles is disclosed. However, since this technique requires the addition of 2 to 5% of Cu to obtain fine precipitated particles, there is a concern that red-hot brittleness may occur due to a large amount of Cu and the manufacturing cost is excessively increased.
  • Patent Document 2 has a structure containing 2 to 10 area% of pearlite using ferrite as a base structure, and strengthens precipitation through the addition of carbon nitride forming elements (ex, Ti, etc.) and refines grains to increase strength An improved steel sheet is disclosed. While the steel sheet is good in terms of hole expandability, it has limitations in further increasing tensile strength, and has a problem in that cracks occur during fresh forming due to high yield strength and low ductility.
  • Patent Document 3 discloses a method of manufacturing 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 content of carbon (C) in the steel is 0.2% or more In addition to the problem of poor weldability, there is a possibility that dent defects in the furnace due to the addition of a large amount of Si may occur.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-264176
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 2015-0073844
  • Patent Document 3 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-090432
  • One aspect of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a low yield ratio, high strength, and excellent formability such as hole expandability through improvement of ductility and a method for manufacturing the same, as a material suitable for automotive structural members, etc. is to do
  • a high-strength steel sheet having excellent hole expandability, including 20 to 30% of ferrite, 5 to 15% of non-equilibrium ferrite, and the balance of martensite as a microstructure.
  • Another aspect of the present invention comprising the steps of preparing a steel slab containing 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; Continuously annealing the cold-rolled steel sheet; Primary cooling at an average cooling rate of 1 to 10 ° C / s to a temperature range of 570 to 630 ° C after the continuous annealing; And secondary cooling at an average cooling rate of 5 to 50 ° C to a temperature range of 300 to 400 ° C after the primary cooling,
  • the continuous annealing is performed in a facility equipped with a heating zone, a soaking zone, and a cooling zone, and the heating zone and soaking zone provide a method for manufacturing a high-strength steel sheet having excellent hole expandability, characterized in that the temperature range is controlled in a range of 810 to 850 ° C.
  • the steel sheet of the present invention with improved formability can prevent processing defects such as cracks or wrinkles during press forming, it has an effect of being suitably applied to parts such as structures requiring processing into complex shapes. Furthermore, it is also effective in manufacturing a material with improved collision resistance so that defects such as cracks are not easily formed when a vehicle to which such a part is applied is unavoidably collided.
  • FIG. 1 shows a thermal history and a phase transformation history during continuous annealing according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 shows a void (void) forming mechanism in the tissue, (b) shows an interface reinforcing mechanism in the tissue of the inventive example according to an embodiment of the present invention.
  • FIG 3 shows pictures of microstructures of inventive examples and comparative examples according to an embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention conducted in-depth research to develop a material having a level of moldability that can be suitably used for parts requiring processing into complex shapes among automotive materials.
  • the present inventors derive a structure capable of resolving the difference in hardness between the soft phase and the hard phase, which affects the crack resistance of steel, and at the same time, refinement and crystal grain shape of the hard phase, which are advantageous for preventing generation and propagation of voids. It was confirmed that the target could be achieved through control, and the present invention was completed.
  • the present invention introduces an intermediate phase, preferably a non-equilibrium ferrite phase, in order to solve the difference in hardness between the soft phase and the hard phase, and has technical significance in optimizing the alloy composition and manufacturing conditions in forming such a structure.
  • the high-strength steel sheet with excellent hole expandability and ductility contains, by weight, carbon (C): 0.05 to 0.12%, manganese (Mn): 2.5 to 3.0%, silicon (Si): 1.2% or less ( Chromium (Cr): 0.1% or less (excluding 0%), Molybdenum (Mo): 0.1% or less (excluding 0%), Niobium (Nb): 0.1% or less (excluding 0%), Titanium (Ti): 0.1% or less (excluding 0%), Boron (B): 0.002% 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 weight, and the ratio of tissue is based on area.
  • Carbon (C) is an important element added for solid solution strengthening, and this C contributes to improving the strength of steel by forming fine precipitates in combination with precipitated elements.
  • the C may be included in 0.05 ⁇ 0.12%. More advantageously, it may be included at 0.06% or more, and may be included at 0.10% or less.
  • Manganese (Mn) is an element that is advantageous for preventing hot brittleness due to the formation of FeS by precipitating sulfur (S) in steel as MnS, and for solid solution strengthening of steel.
  • Mn-Band Mn oxide band
  • the Mn may be included in 2.5 to 3.0%.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element, and is advantageous in securing a target level of ferrite fraction by accelerating ferrite transformation. In addition, it is effective in increasing the strength of ferrite because of its good solid solution strengthening ability, and is a useful element in securing strength without reducing the ductility of steel.
  • the Si may be included in an amount of 1.2% or less, and 0% may be excluded. More advantageously, it may be included at 0.1% or more.
  • Chromium (Cr) is an element that contributes to constituting the structure intended in the present invention, suppresses the formation of martensite and bainite phases during annealing heat treatment, and contributes to strength improvement by forming fine carbides. That is, the Cr has an effect of suppressing bainite that is formed competitively with non-equilibrium ferrite, and when it is contained at an appropriate level, it is advantageous in forming a non-equilibrium ferrite phase at a high temperature.
  • the Cr may be included in an amount of 0.1% or less, and 0% may be excluded. More advantageously, it may contain 0.01% or more.
  • Molybdenum is an element that facilitates the formation of a non-equilibrium ferrite phase by suppressing the transformation of pearlite, suppresses the formation of martensite phase during annealing heat treatment, and contributes to strength improvement by forming fine carbides.
  • the Mo may be included in an amount of 0.1% or less, and 0% may be excluded. More advantageously, it may contain 0.01% or less.
  • Niobium (Nb) is an element that segregates at austenite grain boundaries to suppress coarsening of austenite crystal grains during annealing heat treatment and contributes to strength improvement by forming fine carbides.
  • Nb may be included in an amount of 0.1% or less, and 0% may be excluded. More advantageously, it may contain 0.01% or less.
  • Titanium (Ti) is an element that forms fine carbides and contributes to securing yield strength and tensile strength.
  • Ti has an effect of precipitating N in steel as TiN to suppress the formation of AlN by Al inevitably present in steel, thereby reducing the possibility of cracking during continuous casting.
  • Ti may be included in an amount of 0.1% or less, and 0% may be excluded. More advantageously, it may contain 0.01% or less.
  • Boron (B) is an element that retards the transformation of austenite into pearlite during cooling after annealing heat treatment, but when its content exceeds 0.002%, B is excessively concentrated on the surface and may cause deterioration of plating adhesion. .
  • B may be included in an amount of 0.002% or less, and 0% may be excluded.
  • Aluminum (sol.Al) is an element added for the grain size refinement effect and deoxidation of steel, and if the content is less than 0.02%, aluminum killed steel cannot be manufactured in a stable state. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, the crystal grains are refined and the strength is improved, but the excessive formation of inclusions during steel casting operation increases the risk of surface defects of the coated steel sheet.
  • the sol.Al may be included in an amount of 0.02 to 0.05%.
  • Phosphorus (P) is a substitutional element having the greatest solid-solution strengthening effect, and is an element that is advantageous for improving in-plane anisotropy and securing strength without significantly deteriorating formability.
  • P Phosphorus
  • the content of P can be controlled to 0.05% or less, and 0% can be excluded in consideration of the level that is unavoidably added.
  • S Sulfur
  • S is an element that is unavoidably added as an impurity element in steel, and since it inhibits ductility, it is desirable to manage its content as low as possible.
  • S since S has a problem of increasing the possibility of generating red heat brittleness, it is preferable to control the content to 0.01% or less.
  • 0% can be excluded.
  • 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 performance quality by combining with Al in steel to excessively precipitate AlN.
  • N may be included in an amount of 0.01% or less, and 0% may be excluded in consideration of an inevitably 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 a soft phase (soft phase) ferrite and a hard phase (martensite phase), together with a non-planar ferrite phase formed at these interfaces.
  • the steel sheet of the present invention may include a ferrite phase in an area fraction of 20 to 30% and a non-equilibrium ferrite phase in an area fraction of 5 to 15%, and may include a martensite phase as a remaining structure.
  • a trace amount of retained austenite phase may be included.
  • the non-equilibrium ferrite phase is an advantageous structure for minimizing the difference in hardness between the soft phase and the hard phase, and is a structure distinct from conventional equilibrium ferrite (polygonal ferrite).
  • the non-equilibrium ferrite may be an escular ferrite or a bainitic ferrite.
  • Widmanstatten ferrite, Massive ferrite, etc. may be included depending on cooling conditions.
  • non-equilibrium ferrite includes relatively high C and Mn compared to equilibrium ferrite while being affected by components constituting the mother phase. For example, if the C concentration of equilibrium ferrite is assumed to be 0.02%, non-equilibrium ferrite has a higher C content of 0.03 to 0.04%.
  • the hard phase formed near (near) non-equilibrium ferrite has a relatively low concentration of C and Mn, the difference in hardness between the soft phase and the hard phase is reduced, and hole expandability is improved.
  • the Si concentration in non-equilibrium ferrite is as low as less than 1%, stacking fault energy increases and cross slip becomes difficult, resulting in resistance to the formation of voids due to deformation. (Fig. 2).
  • the non-equilibrium ferrite phase may be included at 15% or less.
  • the fraction is less than 5%, the above-mentioned effect (minimization of the hardness difference between the hard phase and the soft phase) cannot be sufficiently obtained, resulting in poor hole expandability.
  • the fraction of the ferrite phase is less than 20%, it is disadvantageous to secure the ductility of the steel. On the other hand, if the fraction exceeds 30%, the fraction of the hard phase is relatively low, making it difficult to secure the target level of strength.
  • the fraction of the martensite phase is not specifically limited, but may be included in an area fraction of 50% or more to secure ultra-high strength of 1100 MPa or more in tensile strength.
  • the fraction of the martensite phase exceeds 75%, ductility is lowered, making it difficult to secure a target level of formability.
  • the fraction of the retained austenite phase does not exceed 3%, and even if the fraction is 0%, it is revealed that there is no difficulty in securing intended physical properties.
  • the steel sheet of the present invention having the above-described microstructure may have a tensile strength of 1100 MPa or more, a yield strength of 550 to 700 MPa, and an elongation (total elongation) of 12% or more, so as to have high strength and high ductility.
  • the steel sheet has a hole expansion ratio (HER) of 25% or more, so that resistance to cracks that may occur during processing and resistance to impact fracture are excellent.
  • HER hole expansion ratio
  • the present invention can manufacture a desired steel sheet through the processes 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 target physical properties of the steel sheet.
  • the conditions of such a heating process there is no particular restriction on the conditions of such a heating process, and it may be a normal condition.
  • the heating process may be performed in a temperature range of 1100 to 1300 °C.
  • the steel slab heated according to the above may be hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet, and at this time, finish hot-rolling may be performed at an outlet temperature of more than Ar3 and less than 1000 ° C.
  • the finish hot rolling may be performed in a temperature range of 760 ⁇ 940 °C.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above may be wound into 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., martensite or non-equilibrium ferrite phase is excessively formed, resulting in an excessive increase in strength of the hot-rolled steel sheet, which may cause problems such as shape defects due to load during subsequent cold rolling. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700 ° C., the surface scale increases and the pickling property deteriorates.
  • the coiled hot-rolled steel sheet it is preferable to cool the coiled hot-rolled steel sheet to room temperature at an average cooling rate of 0.1° C./s or less (excluding 0° C./s).
  • the rolled hot-rolled steel sheet may be cooled after passing through processes such as transfer and stacking, and it should be noted that the process prior to cooling is not limited thereto.
  • the hot-rolled steel sheet wound according to the above may be cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling may be performed at a cold rolling reduction of 55 to 70%. If the cold rolling reduction ratio is less than 55%, the recrystallization driving force is weakened, making it difficult to obtain good recrystallized grains. On the other hand, if it exceeds 70%, the risk of cracking increases at the edge of the steel sheet, and the rolling load increases rapidly. there is a risk of
  • the present invention can further promote recrystallization of ferrite in the heating section during the subsequent continuous annealing process in a state where an appropriate level of cold rolling reduction is applied during cold rolling, and from this, the formation of fine ferrite is induced to form austenite at the ferrite grain boundary. It can also be formed small and uniformly. This affects the size or distribution of the non-equilibrium structure during cooling, and is advantageous for simultaneously improving workability such as elongation and hole expandability while maintaining the strength of the final product.
  • the cold rolling reduction rate can be implemented with only one cold rolling, that is, one stand, and thus, there is an economically advantageous effect as the rolling reduction is possible.
  • the target reduction ratio can be achieved by repeated rolling using a reversing mill.
  • the reversing mill is a type of rolling mill used for rolling thin materials, and refers to a rolling mill that rolls while reciprocating the material between a pair of rolls.
  • 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 in, for example, a continuous annealing furnace (CAL).
  • CAL continuous annealing furnace
  • a continuous annealing furnace may consist of [heating zone - soaking zone - cooling zone (slow cooling zone and rapid cooling zone) - (overaging zone, if necessary)]. After that, it is heated to a specific temperature in the heating zone, and after reaching the target temperature, it goes through a process of holding in the soaking zone for a certain period of time.
  • the temperature of the heating zone and the soaking zone can be equally controlled, which means that the end temperature of the heating zone and the starting temperature of the soaking zone are equally controlled (FIG. 1).
  • the temperature of the heating zone and soaking zone may be controlled to 810 to 850 ° C.
  • the temperature of the heating zone is less than 810 ° C, sufficient heat input for recrystallization cannot be applied, whereas if the temperature exceeds 850 ° C, productivity is reduced and an austenite phase is excessively formed, resulting in a hard phase after subsequent cooling The fraction of is greatly increased, and there is a concern that the ductility of the steel is inferior.
  • the temperature of the soaking zone is less than 810° C.
  • excessive cooling is required at the end temperature of the heating zone, which is economically unfavorable, and there is a risk that the amount of heat for recrystallization may be insufficient.
  • the temperature exceeds 850 ° C. the austenite fraction becomes excessive, and there is a concern that formability may decrease due to an increase in the hard phase during cooling.
  • Increasing the temperature of the soaking zone within the above-mentioned temperature range can lower the austenite stability, thereby promoting the formation of a non-equilibrium ferrite phase during subsequent cooling.
  • the present invention performs stepwise cooling during cooling after passing through the heating zone and soaking zone.
  • it can be configured as a non-equilibrium ferrite phase. Accordingly, in the steel sheet of the present invention, not only strength and ductility can be improved, but also workability improvement effect can be obtained by interfacial strengthening by the non-equilibrium ferrite phase.
  • a target structure can be formed by cooling the cold-rolled steel sheet heat-treated according to the above, and at this time, it is preferable to perform cooling stepwise.
  • the stepwise cooling may consist of primary cooling - secondary cooling, specifically, after the primary cooling at an average cooling rate of 1 to 10 ° C / s to a temperature range of 570 to 630 ° C after the continuous annealing, Secondary cooling may be performed at an average cooling rate of 5 to 50° C./s up to a temperature range of 300 to 400° C.
  • the end temperature of the primary cooling is less than 570 ° C, the diffusion activity of carbon is low due to the too low temperature, and the carbon concentration in ferrite increases, while the yield ratio increases due to excessive hard phase fraction as the carbon concentration in austenite decreases. This increases the tendency of cracking during machining.
  • the cooling rate between the soaking zone and the cooling zone becomes too high, causing a problem that the shape of the plate becomes non-uniform.
  • an excessively high cooling rate is required during subsequent cooling (secondary cooling), and introduction of the non-equilibrium ferrite phase becomes difficult.
  • the primary cooling may be performed at an average cooling rate of 1° C./s or more.
  • rapid cooling may be performed at a cooling rate equal to or higher than a certain level.
  • secondary cooling end temperature is less than 300 ° C.
  • cooling deviation occurs in the width and length directions of the steel sheet, so that the plate shape may be deteriorated.
  • the temperature exceeds 400 ° C., it is not possible to sufficiently secure the hard phase, and thus the strength may be lowered, and bainite may be formed to cause an increase in yield ratio and a decrease in elongation.
  • the average cooling rate during the secondary cooling is less than 5 ° C / s, there is a risk that the fraction of the hard phase (hard phase) will be excessive, whereas if it exceeds 50 ° C / s, there is a risk that the hard phase will be insufficient.
  • overaging treatment may be performed.
  • the overaging treatment is a process of holding for a predetermined time after the secondary cooling end temperature, and has an effect of improving shape quality by performing uniform heat treatment in the width direction and length direction of the coil. To this end, the overaging treatment may be performed for 200 to 800 seconds.
  • the temperature may be the same as the end temperature of the secondary cooling or may be performed within the end temperature range of the secondary cooling.
  • 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, the hard phase martensite is finally recrystallized on the ferrite matrix. It may have a structure in which phases are uniformly distributed. In addition, by introducing a non-equilibrium ferrite phase into the interface between the hard phase and the soft phase, crack resistance during processing is increased.
  • the steel sheet of the present invention has a high tensile strength of 1100 MPa or more, it is possible to ensure excellent formability such as hole expandability by securing a low yield ratio and high ductility.
  • each steel slab was heated at 1200 ° C. for 1 hour, and then hot-rolled hot-rolled at a finish rolling temperature of 880 to 920 ° C. to prepare a hot-rolled steel sheet. Thereafter, each hot-rolled steel sheet was wound at 650° C. and then cooled to room temperature at a cooling rate of 0.1° C./s. Thereafter, the rolled hot-rolled steel sheet was subjected to cold rolling and continuous annealing under the conditions shown in Table 2 below, and then, after gradual cooling (first-secondary), overaging was performed at 360 ° C. for 520 seconds to prepare a final steel sheet. .
  • the first cooling was performed at an average cooling rate of 3°C/s and the second cooling was performed at an average cooling rate of 20°C/s.
  • cold rolling was performed by one stand.
  • the tensile test for each test piece was performed at a strain rate of 0.01/s after taking a JIS No. 5 size tensile test piece in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the hole expandability (HER, %) measurement test was performed according to the ISO16630 standard. Specifically, when a circular hole is punched in a test piece and then expanded using a conical punch, the hole enlargement until the crack generated at the edge of the hole penetrates in the thickness direction is expressed as a ratio to the initial hole. .
  • the specimen size was 120 mm ⁇ 120 mm
  • the clearance was 12%
  • the punching hole diameter was 10 mm
  • the punching holding load was 20 ton
  • the test speed was set to 12 mm/min.
  • the martensite phase and the non-equilibrium ferrite phase corresponding to the hard phase of the tissue phase were observed through SEM at 2000 and 5000 magnifications after nital etching. At this time, the size and fraction of each observed phase were measured. In addition, the fractions of each phase were measured using SEM and an image analyzer program after nital etching.
  • inventive examples 1 to 6 satisfying all of the steel alloy composition and manufacturing conditions, particularly the cold rolling and continuous annealing processes proposed in the present invention sufficiently recrystallize ferrite in the annealing process after cold rolling. And, it can be seen that not only a fine hard phase is formed, but also has a yield strength suitable for plate processing while having high strength by being connected to a non-equilibrium ferrite structure at the interface, and has excellent elongation. In addition, it can be confirmed that it is possible to secure the target level of formability due to excellent hole expandability.
  • Comparative Examples 1 to 6 which had a low soaking temperature during continuous annealing during the steel sheet manufacturing process, recrystallization did not occur sufficiently, and the appropriate fraction of austenite formed in the soaking zone had high stability, so that non-equilibrium ferrite was sufficiently introduced during cooling.
  • ductility and/or hole expandability were poor.
  • Figure 3 shows microstructure pictures of Comparative Examples 4 to 7 and Inventive Example 1.
  • Inventive Example 1 a uniform and fine non-equilibrium ferrite phase is introduced into a sufficient fraction of a recrystallized ferrite matrix during primary cooling, and a certain fraction of martensite phase is formed during secondary cooling.
  • Comparative Examples 4 to 7 it can be confirmed that a small amount of non-equilibrium ferrite was introduced by deviating from the conditions of the cracking zone temperature or the primary cooling end temperature during continuous annealing. Among them, in Comparative Example 4, in which the soaking zone temperature was less than 800°C and the primary cooling end temperature was considerably high, and in Comparative Example 7, in which the primary cooling end temperature was considerably high, non-equilibrium ferrite was hardly observed as less than 1%. can know

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Abstract

본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강에 관한 것이며, 구체적으로 구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 고강도 강판은 미세조직이 경질상과 연질상으로 구성되며, 최적화된 냉간압연 및 소둔 공정에 의해 재결정된 페라이트 기지에 경질상인 마르텐사이트 상이 균일하게 분포하고, 경질상과 연질상 계면에 비평형 페라이트 상을 도입시킴으로써 가공 시 크랙 저항성을 높일 수 있다.

Description

구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강에 관한 것이며, 구체적으로 구멍확장성 및 연성이 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.
그런데, 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 구멍확장성(Hole Expandability, HER)이 요구되나, 고강도 강은 구멍확장성이 낮아 성형 중 크랙(crack)과 같은 결함이 발생하는 문제가 있다. 이와 같이, 구멍확장성이 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-베이나이트 강(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, 베이나이트상)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 구멍확장성이 높은 고강도 강으로 제조할 수 있다.
그런데, 인장강도 1100MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위해서는 강도 향상에 유리한 마르텐사이트 상과 같은 경질상(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 방안을 개시하지만, 강 중 탄소(C)의 함량이 0.2% 이상으로 높아 용접성이 열위하는 문제와 더불어, 다량의 Si 첨가에 기인한 로내 덴트 결함이 발생할 우려가 있다.
전술한 종래기술들로부터 미루어볼 때, 용접성 등의 이용 물성이 충족되는 고강도 강의 구멍확장성 등과 같은 성형성을 향상시키기 위해서는 강 내 균일한 조직을 형성하면서, 항복강도는 낮추되 연성을 향상시킬 수 있는 방안의 개발이 요구된다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(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 구멍확장성 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): 2.5~3.0%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.1% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.002% 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 20~30%의 페라이트, 5~15%의 비평형 페라이트 및 잔부 마르텐사이트를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 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 570~630℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 300~400℃의 온도범위까지 5~50℃의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 연속소둔은 가열대, 균열대 및 냉각대가 구비된 설비에서 행하며, 상기 가열대 및 균열대는 810~850℃의 온도범위로 제어되는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도를 가짐에도 구멍확장성이 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 실시예 따른 연속소둔 시 열 이력 및 상 변태 이력을 도시한 것이다.
도 2의 (a)는 조직 내에 보이드(void) 형성 기구를 나타낸 것이며, (b)는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예의 조직 내 계면 강화 기구를 도시한 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 및 비교예의 미세조직 사진을 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 크랙 저항성에 영향을 미치는 연질상 및 경질상 간의 경도 차이를 해소할 수 있는 조직 구성을 도출함과 동시에, 보이드(void)의 생성 및 전파 방지에 유리한 경질상의 미세화 및 결정립 형상 제어를 통해 목표하는 바를 달성할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명은 연질상과 경질상의 경도 차이를 해소하기 위하여 중간상, 바람직하게 비평형 페라이트 상을 도입하며, 이러한 조직을 형성함에 있어서 합금조성 및 제조조건을 최적화함에 기술적 의의가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.5~3.0%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.1% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.002% 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): 2.5~3.0%
망간(Mn)은 강 중의 황(S)을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하며, 강을 고용강화시키는 데에 유리한 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 2.5% 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 보다 용이하게 마르텐사이트가 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 2.5~3.0%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 1.2% 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 1.2%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 1.2% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다. 보다 유리하게는 0.1% 이상으로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 0.1% 이하(0%는 제외)
크롬(Cr)은 본 발명에서 의도하는 조직을 구성하는 데에 기여하는 원소로서, 소둔 열처리시 마르텐사이트, 베이나이트 상의 형성을 억제하는 한편, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여한다. 즉, 상기 Cr은 비형평 페라이트와 경쟁적으로 형성되는 베이나이트를 억제하는 효과를 가지는 바, 적정 수준으로 함유하는 경우 고온에서 비평형 페라이트 상 형성에 유리한 측면이 있다.
이러한 Cr의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 오히려 비평형 페라이트 상이 형성되지 못하여 강의 연성 및 구멍확장성이 감소하며, 입계에 탄화물이 형성되는 경우에는 강도 및 연신율이 열위할 우려가 있다. 또한, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Cr은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다. 보다 유리하게는 0.01% 이상으로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외)
몰리브덴(Mo)은 펄라이트의 변태를 억제하여 비평형 페라이트 상의 형성을 용이하게 하는 한편, 소둔 열처리시 마르텐사이트 상의 형성을 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Mo의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 경화능이 과도해져 오히려 비평형 페라이트 상이 형성되지 못하여 강의 연성 및 구멍확장성이 감소할 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mo은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다. 보다 유리하게는 0.01% 이하로 포함할 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. 보다 유리하게는 0.01% 이하로 포함할 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. 보다 유리하게는 0.01% 이하로 포함할 수 있다.
보론(B): 0.002% 이하(0%는 제외)
보론(B)은 소둔 열처리 후 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소이나, 그 함량이 0.002%를 초과하게 되면 B이 표면에 과다하게 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다.
따라서, 상기 B은 0.002% 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 연질상(soft phase)인 페라이트와 경질상(hard phase)인 마르텐사이트 상과 함께, 이들 계면에 형성되는 비형평 페라이트 상으로 구성될 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 강판은 페라이트 상을 면적분율 20~30%, 비평형 페라이트 상을 면적분율 5~15%로 포함하며, 잔부 조직으로 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다. 이에 더하여 미량의 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있다.
본 발명에서 상기 비평형 페라이트 상은 연질상과 경질상의 경도 차이를 최소화하는 데에 유리한 조직으로서, 기존의 평형 페라이트(폴리고날 페라이트)와 구별되는 조직이다. 비평형 페라이트는 에시큘라 페라이트 또는 베이니틱 페라이트일 수 있다. 이외에도 냉각 조건에 따라 Widmanstatten ferrite, Massive ferrite 등을 포함할 수 있다. 구체적으로, 비평형 페라이트는 모상(mother phase)을 구성하는 성분의 영향을 받으면서 평형 페라이트 대비 상대적으로 높은 C와 Mn을 포함한다. 예를들어, 평형 페라이트의 경우 C 농도가 0.02%라고 가정하면 비평형 페라이트는 그 보다 높은 0.03~0.04%의 C 함량을 가진다.
이로 인해, 비평형 페라이트 부근(근처)에 형성되는 경질상은 C, Mn 농도가 상대적으로 낮아지게 되므로, 연질상-경질상 간의 경도 차가 줄어들게 되면서 구멍확장성이 향상되는 효과를 얻을 수 있다. 또한, 비평형 페라이트 내의 Si 농도가 1% 미만으로 낮은 경우에는 적층결함에너지(stacking fault energy)가 높아지고 크로스 슬립(closs slip)이 어려워지게 되면서 변형으로 인한 보이드(void)의 형성에 저항성을 가지게 된다 (도 2).
이러한 비평형 페라이트 상의 분율이 과도하게 높으면 상대적으로 경질상의 분율이 낮아져 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 이를 고려하여, 상기 비평형 페라이트 상을 15% 이하로 포함할 수 있다. 반면, 그 분율이 5% 미만이면 상술한 효과(경질상 및 연질상 간의 경도 차이 최소화)를 충분히 얻을 수 없게 되어 구멍확장성이 열위하게 된다.
상기 페라이트 상의 분율이 20% 미만이면 강의 연성 확보에 불리하며, 반면 그 분율이 30%를 초과하게 되면 상대적으로 경질상의 분율이 낮아져 목표 수준의 강도를 확보하는 데에 어려움이 있다.
상기 페라이트 상과 비평형 페라이트 상을 제외한 조직 중 마르텐사이트 상은 그 분율에 대해서는 구체적으로는 한정하지 아니하나, 인장강도 1100MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위하여 면적분율 50% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 상기 마르텐사이트 상의 분율이 75%를 초과하게 되면 연성이 저하되어 목표 수준의 성형성을 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 인장강도 1100MPa 이상, 항복강도 550~700MPa, 연신율(총 연신율)이 12% 이상으로 고강도와 더불어 고연성의 특성을 가질 수 있다.
더불어, 상기 강판은 25% 이상의 구멍확장률(Hole Expansion Ratio, HER)을 가짐으로써 가공시 발생할 수 있는 크랙에 대한 저항성 및 충돌파단 저항성이 우수한 효과가 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 구멍확장성 및 연성이 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 비평형 페라이트 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 발명에서 상기 냉간압연은 55~70%의 냉간압하율로 행할 수 있다. 상기 냉간압하율이 55% 미만이면 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는 데에 어려움이 있으며, 반면 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙 발생 위험성이 높아지고, 압연 하중이 급격히 증가할 우려가 있다.
본 발명은 냉간압연시 적정 수준의 냉간압하율을 적용한 상태에서 후속 연속소둔 공정시 가열 구간에서 페라이트의 재결정을 더욱 촉진시킬 수 있으며, 이로부터 미세한 페라이트의 형성이 유도되어 페라이트 입계에 형성되는 오스테나이트 역시 작고 균일하게 형성시킬 수 있다. 이는 냉각 중의 비평형 조직의 크기나 분포에도 영향을 미치며, 최종 제품의 강도를 유지하면서 연신율, 구멍확장성 등의 가공성을 동시에 향상시키는 데에도 유리하다.
한편, 상기 냉간압하율은 1회의 냉간압연 즉, 1 스탠드(stand)만으로 구현할 수 있으며, 이와 같이 강압하가 가능한 바 경제적으로 유리한 효과가 있다.
다만, 냉간압연 이전의 열연강판 두께가 6mm 이상으로 후물재인 경우에는 리버싱 밀(reversing mill)을 활용하여 반복 압연에 의해 목표 압하율을 달성할 수 있다. 이 경우, 반복 압연한 모든 패스(pass) 수를 1 스탠드로 설정할 수 있음을 밝혀둔다. 리버싱 압연기는 박물재 압연에 사용되는 압연기의 일종으로서, 한 쌍의 롤(roll) 사이에서 소재를 왕복시키면서 압연하는 압연기를 일컬으며, 상기 소재의 왕복시 편도를 1 패스로 설정할 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 발명에서는 상기 연속소둔시 가열대와 균열대의 온도를 동일하게 제어할 수 있으며, 이는 가열대의 종료온도와 균열대의 시작온도를 동일하게 제어함을 의미한다 (도 1).
구체적으로, 상기 가열대 및 균열대의 온도는 810~850℃로 제어할 수 있다.
상기 가열대의 온도가 810℃ 미만이면 재결정을 위한 충분한 입열을 가할 수 없게 되며, 반면 그 온도가 850℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고 오스테나이트 상이 과도하게 형성되어 후속 냉각 후 경질상(hard phase)의 분율이 크게 증가하여 강의 연성이 열위할 우려가 있다.
또한, 상기 균열대의 온도가 810℃ 미만이면 가열대 종료온도에서 과도한 냉각이 요구되므로 경제적으로 불리하며, 재결정을 위한 열량이 불충분하게 될 우려가 있다. 반면, 그 온도가 850℃를 초과하게 되면 오스테나이트 분율이 과도해져 냉각 중 경질상의 증가로 성형성이 감소할 우려가 있다.
상술한 온도 범위 내에서 균열대의 온도를 높이게 되면 오스테나이트 안정성을 낮출 수 있고, 이로부터 후속 냉각 중 비평형 페라이트 상의 생성을 촉진시킬 수 있다.
후속하여 구체적으로 설명하겠지만, 본 발명은 상기 가열대 및 균열대를 거친 후 냉각시 단계적으로 냉각을 행하는데, 1차 냉각 후 상기 비평형 페라이트 상이 도입되며, 최종 조직으로 일정 분율의 연질상 및 경질상과 더불어 비평형 페라이트 상으로 구성할 수 있다. 이에 따라, 본 발명의 강판은 강도 및 연성의 향상은 물론이고, 비평형 페라이트 상에 의한 계면 강화에 의해 가공성 향상 효과를 동시에 얻을 수 있다.
따라서, 본 발명에서 의도하는 미세조직을 얻기 위해서는 상기 연속소둔시 가열대 및 균열대로 이루어진 가열 구간에서 강판에 가해지는 입열을 제어하는 것이 바람직하다.
[단계적 냉각]
앞서 언급한 바와 같이, 상기에 따라 가열 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 570~630℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각한 후, 300~400℃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 570℃ 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) 간의 냉각속도가 너무 커져 판의 형상이 불균일해지는 문제가 발생하게 된다. 상기 종료온도가 630℃를 초과하게 되면 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되며, 비평형 페라이트 상의 도입이 어려워진다.
또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 생산성을 고려하여 상기 1차 냉각을 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 있다. 반면, 그 온도가 400℃를 초과하게 되면 경질상을 충분히 확보할 수 없게 되어 강도가 낮아질 수 있으며, 베이나이트가 형성되어 항복비의 상승 및 연신율의 저하를 유발할 우려가 있다.
또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 경질상(hard phase)의 분율이 과도해질 우려가 있고, 반면 50℃/s를 초과하게 되면 오히려 경질상이 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 마르텐사이트 상이 균일하게 분포된 조직을 가질 수 있다. 더불어, 상기 경질상과 연질상 계면에 비평형 페라이트 상을 도입시킴으로써 가공시 크랙 저항성을 높이는 효과가 있다.
이로부터, 본 발명의 강판은 인장강도 1100MPa 이상의 고강도를 가짐에도, 저항복비 및 고연성의 확보로 구멍확장성 등의 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. 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. 또한, 냉간압연은 1 스탠드로 행하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 인장 및 가공 특성과 구멍확장률 등의 가공 공정 이용물성 지수를 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, 구멍확장성(HER, %) 측정 시험은 ISO16630 기준에 따라 수행하였다. 구체적으로, 시험편에 원형의 구멍을 타발한 후 이를 원추형 펀치를 이용하여 확장시킬 때, 구멍의 가장자리에 발생한 균열이 두께방향으로 관통할 때까지의 구멍 확대량을 초기의 구멍에 대한 비율로 나타내었다. 이때, 시편 치수는 120mm × 120mm, 클리어런스(clearance)는 12% 이었으며, 펀칭 구멍 직경은 10mm, 펀칭 홀딩 하중은 20ton, 시험속도는 12mm/min으로 설정하였다.
그리고, 조직 상(phase) 중 경질상에 해당하는 마르텐사이트 상과 비평형 페라이트 상은 나이탈(nital) 에칭 후 2000배율, 5000배율로 SEM을 통해 관찰하였다. 이때, 관찰된 각 상의 크기, 분율 등을 측정하였다. 그 외, 상(phase) 들에 대해서도 나이탈 에칭 후 SEM과 이미지 분석 프로그램(Image analyzer program)을 이용하여 각각의 분율을 측정하였다.
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Figure PCTKR2022008874-appb-img-000002
Figure PCTKR2022008874-appb-img-000003
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 과정에서 페라이트의 충분한 재결정과, 미세한 경질상이 형성되었을 뿐만 아니라, 계면에서 비평형 페라이트 조직으로 연결되어 고강도를 가지면서도 판상 가공에 적절한 항복강도를 가지며, 연신율이 우수함을 알 수 있다. 또한, 구멍확장성이 우수하여 목표 수준의 성형성의 확보가 가능함을 확인할 수 있다.
반면, 강판 제조공정 중 연속소둔 시 균열 온도가 낮은 비교예 1 내지 6은 재결정이 충분히 일어나지 못하였을 뿐만 아니라, 균열대에서 형성된 적정 분율의 오스테나이트가 높은 안정성을 가져 냉각 중 비평형 페라이트가 충분히 도입되지 못하였다. 그 결과, 연성 및/또는 구멍확장성이 열위한 결과를 보였다.
한편, 비교예 7 내지 10은 연속소둔 시 적절한 온도에서 가열이 이루어졌음에도 불구하고, 1차 냉각시 종료온도가 높아 냉각 중에 비평형 페라이트의 도입 시간이 불충분함에 따라 연성 및/또는 구멍확장성이 열위하였다.
또한, 경화능 원소인 Cr을 과도하게 함유하는 비교예 11 내지 14는 항복강도가 과도해져 가공 중 크랙 발생 위험성이 존재하며, 또한 균열대 온도가 낮아 비평형 페라이트 상의 도입이 불가능하여 일부 비교예에서는 연성이 열위한 결과를 보였다.
도 3은 비교예 4 내지 7과 발명예 1의 미세조직 사진을 나탄낸 것이다.
도 3에 나타낸 바와 같이, 발명예 1은 충분한 분율의 재결정 페라이트 기지에 1차 냉각 중 균질하면서 미세한 비평형 페라이트 상이 도입되고, 2차 냉각 중에 일정 분율의 마르텐사이트 상이 형성된 것이다.
반면, 비교예 4 내지 7은 연속소둔 시 균열대 온도 또는 1차 냉각 종료온도의 조건을 벗어남에 의해 비평형 페라이트가 적게 도입된 것을 확인할 수 있다. 이 중, 균열대 온도가 800℃에도 미치지 못하고, 1차 냉각 종료온도가 상당히 높은 비교예 4, 그리고 1차 냉각 종료온도가 상당히 높은 비교예 7은 비평형 페라이트가 1% 이하로 거의 관찰되지 않음을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.5~3.0%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.1% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.002% 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 20~30%의 페라이트, 5~15%의 비평형 페라이트 및 잔부 마르텐사이트를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 마르텐사이트 상을 면적분율 50% 이상으로 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 잔류 오스테나이트 상을 면적분율 3% 이하(0% 포함)로 더 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도 1100MPa 이상, 항복강도 550~700MPa, 총 연신율 12% 이상인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 구멍확장률(HER)이 25% 이상인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.12%, 망간(Mn): 2.5~3.0%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 0.1% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.002% 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 570~630℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각 후 300~400℃의 온도범위까지 5~50℃의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 연속소둔은 가열대, 균열대 및 냉각대가 구비된 설비에서 행하며, 상기 가열대 및 균열대는 810~850℃의 온도범위로 제어되는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 열간압연은 출구측 온도 Ar3 이상~1000℃이하에서 마무리 열간압연하는 것인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 권취 후 냉각은 0.1℃/s 이하(0℃ 제외)의 냉각속도로 행하는 것인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 냉간압연은 1 스탠드(stand)로 행하며, 총 압하율이 55~70%인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 6항에 있어서,
    상기 2차 냉각 후 과시효 처리하는 단계를 더 포함하며,
    상기 과시효 처리는 200~800초간 행하는 것인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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