WO2024090933A1 - 굽힘성이 우수한 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2024090933A1
WO2024090933A1 PCT/KR2023/016487 KR2023016487W WO2024090933A1 WO 2024090933 A1 WO2024090933 A1 WO 2024090933A1 KR 2023016487 W KR2023016487 W KR 2023016487W WO 2024090933 A1 WO2024090933 A1 WO 2024090933A1
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WO
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steel sheet
less
temperature
steel
hot
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PCT/KR2023/016487
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류주현
강기철
김도엽
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주식회사 포스코
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    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a method of manufacturing the same, and more specifically, to a steel plate with excellent bendability and a method of manufacturing the same.
  • methods for strengthening steel include solid solution strengthening, precipitation strengthening, strengthening by grain refinement, and transformation strengthening.
  • precipitation-strengthened high-strength steel using precipitation strengthening strengthens the steel sheet by precipitating carbon and nitride by adding carbon and nitride-forming elements such as Cu, Nb, Ti, and V, or suppresses grain growth by fine precipitates.
  • This is a technology that secures strength by refining crystal grains.
  • This technology has the advantage of easily obtaining high strength at a low manufacturing cost, but has the disadvantage of requiring high-temperature annealing to cause sufficient recrystallization and ensure ductility, as the recrystallization temperature rises rapidly due to fine precipitates.
  • precipitation-strengthened steel, which is strengthened by precipitating carbon and nitride in a ferrite matrix has a problem in that it is difficult to obtain high-strength steel of 600 MPa or higher.
  • transformation-strengthened high-strength steels include ferrite-martensite dual phase steels containing hard martensite in a ferrite matrix, TRIP (Transformation Induced Plasticity) steels using transformation-induced plasticity of retained austenite, or Various steels have been developed, such as CP (Complexed Phase) steel, which is composed of ferrite and hard bainite or martensite structures.
  • steel sheets for automobiles are required to have higher strengths to improve fuel efficiency and durability, and the amount of high-strength steel sheets with a tensile strength of 780 MPa or more used for car body structures or reinforcement materials is increasing for collision safety and passenger protection.
  • a prior art for such a high-strength steel plate includes the invention disclosed in Patent Document l.
  • the prior art includes a cold-rolled steel sheet composed of a composite structure containing ferrite, bainite, martensite, and retained austenite, and the ductility of the steel sheet is improved by adding Si to the steel and introducing residual austenite into the final annealed steel sheet through bainite transformation.
  • the manufacturing method for securing is described.
  • Si is added, dents may occur in the furnace during continuous annealing, or liquid metal embrittlement may occur during customer spot welding of plated steel sheets.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 2019-0076258
  • carbon (C) 0.05-0.20%, silicon (Si): 0.10% or less, manganese (Mn): 1.0-3.0%, aluminum (sol.Al): 1.00 % or less, chromium (Cr): 0.1 to 1.0%, niobium (Nb): 0.05% or less, titanium (Ti): 0.05% or less, phosphorus (P): 0.100% or less, sulfur (S): 0.010% or less, nitrogen (N): 0.010% or less, including remaining iron (Fe) and other inevitable impurities,
  • the T value defined in equation 1 below is 1648 or more
  • the microstructure is expressed as an area percentage, and can provide a steel sheet containing 50 to 80% of ferrite, 5 to 25% of bainite, 10 to 30% of fresh martensite, and 5% or less of retained austenite.
  • the steel plate may have an RT value defined in Equation 2 below of 0.01 or more.
  • the steel sheet may have a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and an elongation (El) of 14.0% or more.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • the steel plate has a bending angle (°)/thickness (mm) value of 50°/mm or more (here, the bending angle (°) is 180° bending test, so that no cracks occur in the bend part). refers to the bending angle).
  • the steel sheet may further include a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface.
  • carbon (C) 0.05 to 0.20%, silicon (Si): 0.10% or less, manganese (Mn): 1.0 to 3.0%, aluminum (sol.Al): 1.00% or less, chromium (Cr): 0.1 to 1.0%, niobium (Nb): 0.05% or less, titanium (Ti): 0.05% or less, phosphorus (P): 0.100% or less, sulfur (S): 0.010% or less, Reheating a steel slab containing nitrogen (N): 0.010% or less, the balance iron (Fe) and other inevitable impurities, and having a T value of 1648 or more, defined in the following equation 1;
  • the steel slab may have an RT value defined in Equation 2 below of 0.01 or more.
  • the reheating is performed in a temperature range of 1100 to 1300°C,
  • the hot rolling is performed at a finish rolling temperature of 800 to 950°C,
  • the coil is coiled at a temperature range of 400 to 700°C and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 0.10°C/s or less,
  • the cold rolling can be performed at a reduction ratio of 40 to 70%.
  • the step of pickling the steel sheet before the cold rolling step may be further included.
  • a step of hot-dip galvanizing the steel sheet at a temperature range of 430 to 490° C. may be further included.
  • the step of performing alloying heat treatment on the steel sheet before cooling at a temperature range of 460 to 530° C. may be further included.
  • a steel plate with excellent bendability and a manufacturing method thereof can be provided.
  • a steel plate that can be used for automobile structural members has excellent processability, and can be used in complex shapes during press forming, and a method of manufacturing the same can be provided.
  • Figure 1 is a photograph of the microstructure of Inventive Example 13 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope.
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of Comparative Example 6 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope.
  • the present invention by optimizing the alloy composition by adding minimal or no Si, the physical properties of conventional DP steel are satisfied, while the occurrence of dents in the furnace and liquid metal embrittlement during spot welding are reduced, and the bendability is excellent. After confirming that it was possible to obtain, the present invention was completed.
  • the % indicating the content of each element is based on weight.
  • the steel sheet according to an embodiment of the present invention contains, in weight percent, carbon (C): 0.05-0.20%, silicon (Si): 0.10% or less, manganese (Mn): 1.0-3.0%, aluminum (sol.Al): 1.00% or less, chromium (Cr): 0.1 to 1.0%, niobium (Nb): 0.05% or less, titanium (Ti): 0.05% or less, phosphorus (P): 0.100% or less, sulfur (S): 0.010% or less, Nitrogen (N): 0.010% or less, may contain remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • Carbon (C) is a very important element added to strengthen transformed tissue. Carbon (C) promotes high strength and promotes the formation of martensite in composite steel. As the carbon (C) content increases, the amount of martensite in the steel increases. However, if the content exceeds 0.20%, the strength of martensite increases, but the strength difference with ferrite with a low carbon concentration may increase. This difference in strength can cause deterioration in bendability because fracture easily occurs at the interface between phases when stress is applied. According to one embodiment, it may contain less than 0.17% of carbon (C). In addition, due to poor weldability, welding defects may occur when processing customer parts. On the other hand, if the carbon (C) content is less than 0.05%, it may be difficult to secure the desired level of strength. In one embodiment of the present invention, it may contain 0.07% or more of carbon (C).
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element that contributes to the formation of martensite by promoting ferrite transformation and promoting C enrichment into untransformed austenite. In addition, it has excellent solid solution strengthening ability, so it is effective in reducing the difference in hardness between phases by increasing the strength of ferrite, and is a useful element that can secure the strength without reducing the ductility of the steel sheet.
  • the silicon (Si) content exceeds 0.10%, it may cause surface scale defects, deteriorating the plating surface quality, and also cause liquid metal embrittlement when welding the plating material. According to one embodiment, it may contain less than 0.05%.
  • Manganese (Mn) is an element that refines particles without damaging ductility and completely precipitates S in steel into MnS, preventing hot embrittlement caused by the formation of FeS and strengthening steel. In addition, in composite structure steel, it plays a role in lowering the critical cooling rate at which martensite is obtained, making it easier to form martensite. If the manganese (Mn) content is less than 1.0%, it is difficult to secure the strength targeted by the present invention. According to one embodiment, it may be included at 1.6% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, problems such as weldability and hot rolling are likely to occur, excessive formation of martensite makes the material unstable, and Mn-Band (band of Mn oxide) within the structure is high.
  • Mn oxide is eluted to the surface, greatly impairing plating properties. According to one embodiment, it may contain less than 2.5%.
  • Aluminum (sol.Al) is an element added to refine the grain size of steel and deoxidize it, and, similar to Si, is a ferrite stabilizing element. It is an effective ingredient in improving martensite hardenability by distributing C in ferrite to austenite, and is a useful element that can improve the ductility of steel sheets by effectively suppressing the precipitation of carbides in bainite when maintained in the bainite region.
  • the content exceeds 1.00%, it is advantageous to increase strength due to the grain refinement effect, but during steelmaking operations, excessive formation of inclusions not only increases the possibility of surface defects in the plated steel sheet, but also causes an increase in manufacturing costs. There is. According to one embodiment of the present invention, it may be contained at 0.50% or less.
  • Chromium (Cr) is an ingredient that can be added to improve the hardenability of steel and ensure high strength.
  • Cr-based carbides such as Cr 23 C 6 are formed. Some of these carbides are dissolved during the annealing process, and some remain undissolved, reducing the amount of dissolved C in martensite to below the appropriate level after cooling. Because it can be controlled, it is an advantageous element for manufacturing composite steel with a low yield ratio by suppressing the occurrence of yield point elongation (YP-El).
  • the content of chromium (Cr) can be limited to 0.1% or more. According to one embodiment of the present invention, it may be contained at 0.8% or less. However, if the content exceeds 1.0%, not only will the above-mentioned effect be saturated, but there may also be a problem of cold rolling properties being deteriorated due to an excessive increase in hot rolling strength, and the fraction of Cr-based carbides will increase and become coarse, resulting in increased heat after annealing. The martensite size may become coarse, resulting in a decrease in elongation. According to one embodiment, it may be included at 0.2% or more.
  • Niobium (Nb) is an element that segregates at austenite grain boundaries, suppresses coarsening of austenite grains during annealing heat treatment, and forms fine carbides, contributing to increased strength.
  • the niobium (Nb) content exceeds 0.05%, coarse carbides are precipitated, strength and elongation may be reduced due to a reduction in the amount of carbon in the steel, and manufacturing costs also increase. According to one embodiment of the present invention, it may be contained at 0.04% or less.
  • Titanium (Ti) is a fine carbide forming element and can contribute to securing yield strength and tensile strength.
  • titanium (Ti) is a nitride forming element and has the effect of suppressing AlN precipitation by precipitating N in steel into TiN, which has the advantage of reducing the risk of cracks occurring during playing.
  • the titanium (Ti) content exceeds 0.05%, coarse carbides may precipitate, strength and elongation may decrease due to a reduction in the amount of carbon in the steel, and nozzles may become clogged during playing. In one embodiment of the present invention, it may be included at 0.03% or less.
  • Phosphorus (P) 0.100% or less
  • Phosphorus (P) is a substitutional element with the greatest solid solution strengthening effect and is the most advantageous element in improving in-plane anisotropy and securing strength without significantly reducing formability.
  • the content is limited to 0.100% or less. You can. However, considering the level that is inevitably added during the manufacturing process, 0% is excluded.
  • S Sulfur
  • S is an impurity element that is inevitably added to steel and reduces ductility and weldability, so it is important to keep it as low as possible.
  • 0% is excluded.
  • Nitrogen (N) is an ingredient that effectively stabilizes austenite, but if its content exceeds 0.010%, there may be a problem in which the refining cost of steel increases rapidly. In addition, since the risk of cracks occurring due to AlN formation, etc. during playing greatly increases, it is desirable to limit the upper limit to 0.010%. However, considering the level that is inevitably added during the manufacturing process, 0% is excluded.
  • the steel material of the present invention may contain remaining iron (Fe) and inevitable impurities in addition to the composition described above. Since unavoidable impurities may be unintentionally introduced during the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the field of steel manufacturing, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • the steel plate according to an embodiment of the present invention may have a T value defined in Equation 1 below of 1648 or more.
  • the above relational equation 1 is a formula that quantitatively expresses the contribution of added elements in the steel sheet to the strength and bendability of the steel sheet.
  • the representative components of C, Mn, Nb, Ti, and Cr among the steel components constituting the steel plate can be limited to be contained so as to satisfy the following relational equation 1.
  • C and Mn have the effect of increasing the strength of the steel sheet due to the solid solution strengthening effect of the steel.
  • the contribution of each element to the strength of the steel sheet is different, and the constant value multiplied by each component in the corresponding relational expression relatively represents the contribution of each element to the strength.
  • Nb and Ti have a precipitation strengthening effect, contributing to strength improvement, and in DP steel, they are precipitated in the ferrite matrix and have a ferrite strengthening effect, reducing the difference in hardness between phases between ferrite and martensite, thereby increasing the bendability of the steel sheet.
  • the constant value is expressed as a positive value.
  • Cr it is an element that has the least solid solution strengthening effect among the above elements and greatly increases hardenability, so if added in large amounts, a large amount of martensite may be generated and bendability may be reduced, so the constant value may have a negative value.
  • the T value defined in Equation 1 above is less than 1648, there is a problem in that the strength and bendability characteristics of the steel sheet targeted by the present invention cannot be secured.
  • the T value defined in Equation 1 may be 1650 or more.
  • the upper limit of the T value can be effectively limited to 1800 or less. there is.
  • the steel plate according to an embodiment of the present invention may have an RT value defined in Equation 2 below of 0.01 or more.
  • the RT value defined in Equation 2 above is less than 0.01, the physical properties desired in the present invention cannot be secured.
  • the RT value defined in Equation 2 may be 0.02 or more.
  • the upper limit of the RT value may be limited to 0.2%, the same as when adding the maximum limit for each component.
  • the % indicating the fraction of microstructure is based on area.
  • the microstructure of the steel sheet according to an embodiment of the present invention is, in terms of area percentage, 50 to 80% ferrite, 5 to 25% bainite, 10 to 30% fresh martensite, and 5% or less retained austenite. It can be included.
  • the ferrite has a soft structure and can contribute to the ductility of the steel sheet. If the area fraction of the ferrite is less than 50% compared to the entire microstructure included in the steel sheet, it may be difficult to secure the target bendability. On the other hand, if the area fraction exceeds 80%, it may be difficult to secure the level of strength desired in the present invention.
  • the bainite is a phase having a hardness intermediate between ferrite and martensite, and may be appropriately included. If the bainite area fraction is less than 5%, ferrite and martensite dominate, which may result in poor bendability. On the other hand, if the area fraction exceeds 25%, there may be a problem of reduced strength.
  • the fresh martensite is a phase that contributes to increasing strength, and if the area fraction is less than 10%, the target strength cannot be secured. On the other hand, if the area fraction exceeds 30%, there may be a problem that the bainite area fraction is relatively reduced, resulting in poor bendability.
  • the retained austenite may be generated in small amounts (less than 5%) during the final cooling process, and in the case of plated steel sheets with a high area fraction of retained austenite, they tend to be vulnerable to liquid metal embrittlement during spot welding for automobile parts assembly, so 5% within the steel sheet. It is desirable to control it to % or less.
  • the microstructure fraction can be analyzed at 1/4 of the plate thickness of a continuously annealed steel plate. Specifically, the area of the microstructure can be determined using FE-SEM, Image analyzer, and XRD. The fraction can be measured.
  • a steel plate according to an embodiment of the present invention can be manufactured by reheating, hot rolling, coiling, cooling, cold rolling, continuous annealing, and cooling a steel slab satisfying the above-described alloy composition.
  • Steel slabs satisfying the alloy composition of the present invention can be reheated to a temperature range of 1100 to 1300°C.
  • Reheating can be performed to smoothly perform the subsequent rolling process and sufficiently obtain the desired physical properties of the steel sheet.
  • the present invention is not particularly limited to these reheating conditions, and any normal reheating conditions are possible. However, the preferred reheating temperature range may be 1100 to 1300°C.
  • the reheating temperature is less than 1100°C, there is a risk that the re-dissolution of precipitated elements such as Nb and Ti may decrease, thereby reducing the effect of adding the elements.
  • the temperature exceeds 1300°C, the process cost may increase and a large amount of hot-rolled oxides may be generated, which may cause the surface quality of the steel sheet to deteriorate.
  • the reheated steel slab can be hot rolled at a finish rolling temperature of 800 to 950°C.
  • the reheated steel slab can be hot rolled at a normal hot rolling temperature.
  • hot rolled steel sheets in which carbides, which become austenite nucleation sites, are finely dispersed can be manufactured.
  • the austenite generated as the carbides are dissolved during annealing has the effect of being finely dispersed.
  • the martensite generated during cooling after annealing can be finely and uniformly dispersed, resulting in the final steel sheet. It can contribute to improving the strength and elongation of.
  • the finish rolling temperature is less than 800°C, there may be a problem in which the hot rolling load increases due to the low hot rolling temperature.
  • the temperature exceeds 950°C, the crystal grains become coarse, reducing the strength of the steel sheet, and the surface quality of the steel sheet may deteriorate due to the increase of hot-rolled oxides in the surface layer.
  • the hot-rolled steel sheet can be rolled at a temperature range of 400 to 700°C and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 0.10°C/s or less.
  • the coiling temperature is less than 400°C, a large amount of low-temperature structures such as martensite or bainite are generated, which greatly increases the strength of the hot-rolled steel sheet, which may cause problems with rolling load during cold rolling.
  • the temperature exceeds 700°C, the hot-rolled microstructure becomes coarse, reducing the strength of the final annealed steel sheet, and there is a risk that the surface quality and plating properties of the steel sheet may be deteriorated due to an increase in oxides on the surface of the steel sheet.
  • the average cooling rate after coiling exceeds 0.10°C/s, the cold rolling load increases due to the creation of a low-temperature structure, and the shape of the hot rolled steel sheet is deteriorated due to the fast cooling rate, so there may be a risk of sheet fracture during cold rolling. there is.
  • the cooled steel sheet can be cold rolled at a reduction rate of 40 to 70%.
  • One embodiment of the present invention may further include a pickling process of pickling the steel sheet before cold rolling.
  • the cold rolled steel sheet can be heated to a T1 temperature of 800-850°C, cooled to a T2 temperature of 400-600°C at an average cooling rate of 20°C/s or less, and then maintained for more than 50 seconds for continuous annealing.
  • continuous annealing can be performed to form ferrite and austenite and distribute carbon at the same time as recrystallization.
  • the heating temperature (T1) is less than 800°C, not only does sufficient recrystallization not occur, but it is also difficult to form sufficient ideal range austenite, making it impossible to secure the desired martensite and bainite fractions after annealing.
  • the temperature exceeds 850°C, productivity may decrease and excessive austenite may be formed, resulting in a significant increase in the bainite and martensite fractions after cooling, resulting in increased yield strength and decreased ductility.
  • the surface thickening caused by elements that reduce the wettability of hot-dip galvanizing, such as Si, Mn, and B may worsen and the plating surface quality may deteriorate.
  • the heating temperature it is preferable to limit the heating temperature to 800-850°C during the continuous annealing.
  • the fraction of austenite and ferrite in the ideal region within the steel sheet is determined, and the strength of the final steel sheet appears different due to the fraction.
  • the strength of the final annealed steel sheet tends to increase, but subsequent processes may also affect the final microstructure and change the physical properties of the steel sheet.
  • the austenite in the ideal zone within the heated steel sheet may be transformed into ferrite at different rates depending on the cooling end temperature (T2).
  • T2 the cooling end temperature
  • T2 exceeds 600°C
  • a large amount of ferrite transformation may occur during heat treatment, resulting in a decrease in strength.
  • the temperature is less than 400°C, there may be a problem in that excessive bainite fraction is generated during a process that is maintained for more than 50 seconds, martensite formation is reduced, and strength is deteriorated.
  • the annealed steel sheet can be cooled to room temperature.
  • cooling conditions are not particularly limited, but for example, air cooling may be performed.
  • the steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an R value defined in Equation 3 below of 1797 to 1850.
  • composition and annealing conditions are defined to simultaneously satisfy the target strength and bendability of the steel sheet during continuous annealing, and the contents of C, Si, Mn, and Al components and T1 and T2 conditions are optimized.
  • the temperature of T1 means the heating temperature during the continuous annealing process.
  • the fraction of austenite and ferrite in the ideal range within the steel sheet is determined by the temperature, and the strength of the final annealed steel sheet may appear different due to the fraction. there is. In general, as the fraction of austenite in the ideal zone increases, the strength of the final annealed steel sheet tends to increase, but subsequent processes may also affect the final microstructure and change the physical properties of the steel sheet, so it is difficult to describe the effect of the annealing temperature alone. . Ideal range austenite can be further transformed into a different fraction of ferrite depending on the temperature of T2, the cooling end temperature, during the subsequent cooling process, so it is one of the important factors affecting the physical properties of the steel sheet. Additionally, the fractions of bainite, retained austenite, and martensite in the final annealed structure may vary depending on the T2 temperature.
  • the T2 temperature is higher than the bainite transformation start temperature or lower than the martensite transformation temperature, bainite cannot be introduced into the structure of the steel sheet, so the T2 temperature is set to the temperature between the bainite transformation start temperature and the martensite transformation start temperature. It has to be.
  • the final material of the steel sheet is influenced by the composition and the temperature and time of each important heat treatment process, so when the following relational conditions are satisfied, a high-strength steel sheet with an optimal combination of physical properties and excellent bendability can be manufactured. You can.
  • the R value defined in Equation 3 below is less than 1797, there may be a problem of insufficient strength of the steel sheet. Meanwhile, in order to secure the target bendability, the upper limit of the value can be limited to 1850.
  • the continuously annealed steel sheet can be hot-dip galvanized at a temperature range of 430 to 490°C.
  • Plating can be performed by immersing the steel sheet manufactured in the present invention in a hot-dip galvanizing bath.
  • hot dip galvanizing conditions are not particularly limited, and hot dip galvanizing can be performed under normal conditions that can be applied in the same technical field.
  • the steel sheet according to an embodiment of the present invention may include a hot dip galvanizing layer on the surface.
  • the steel sheet may be subjected to alloying heat treatment.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is subjected to alloying heat treatment at a temperature range of 460 to 530° C. and then cooled to room temperature. You can.
  • the steel sheet may include an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface.
  • the steel sheet of the present invention manufactured in this way has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, an elongation (El) of 14.0% or more, and a bending angle (°)/thickness (mm) value of 50° during a 180° bending test. /mm or more (here, the bending angle (°) refers to the bending angle at which cracks in the bend do not occur during a 180-degree bending test), excellent strength and bendability characteristics can be secured.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • mm thickness
  • the results of measuring the mechanical properties of each steel sheet manufactured above are shown in Table 3 below.
  • the tensile test for each test specimen was conducted in the L direction using ASTM standards to evaluate the tensile properties at room temperature.
  • the bendability was tested at 180° to determine the bending radius at which cracks would not occur in the bend.
  • the value divided by the thickness (mm) was measured and expressed.
  • the bent part may mean a part of the steel sheet to which a bending angle is applied, and may mean a part to which bending is typically applied.
  • the microstructure fraction was used to analyze the matrix structure at 1/4 of the thickness of the continuously annealed steel sheet. Specifically, the fractions of ferrite (F), bainite (B), fresh martensite (M), and retained austenite (A) were measured using FE-SEM, image analyzer, and XRD.
  • FIG. 1 is a photograph of the microstructure of Inventive Example 13 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope.
  • Comparative Examples 1 and 2 are examples in which the T1 temperature does not satisfy the conditions of the present invention during continuous annealing, and relational equation 3 is also not satisfied. As a result, the elongation and bendability did not reach the desired level.
  • Comparative Example 3 satisfied Equation 3, but the T1 temperature did not satisfy the conditions of the present invention, so the elongation was inferior.
  • Comparative Examples 5 and 6 are examples in which relational expressions 1 and 2 do not satisfy the conditions of the present invention, in which martensite was formed excessively compared to the area fraction desired in the present invention, and thus the bendability was inferior.
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of Comparative Example 6 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope, and it can be seen that martensite was excessively formed.

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Abstract

본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 굽힘성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

굽힘성이 우수한 강판 및 그 제조방법
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 굽힘성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 충돌 시, 승객의 안전성을 확보하기 위하여 자동차의 안전규제가 강화되고 있다. 이를 위해서는 자동차용 강판의 강도가 높거나 두께가 두꺼워야 한다. 하지만, 환경 문제로 인해 자동차사는 자동차의 연비 향상을 위하여 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있는 추세이다. 따라서, 자동차의 충돌 안정성 및 경량화를 동시에 확보하기 위해서는 강판의 고강도화가 필연적이다.
통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 그 중, 석출강화를 이용한 석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄, 질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄, 질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나, 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 이 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점을 가지고 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정 온도가 급격히 상승하게 됨으로써, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온 소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄, 질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화 강은 600MPa 이상 급의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.
한편, 변태강화형 고강도 강으로는, 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP (Transformation Induced Plasticity)강 혹은 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP (Complexed Phase)강 등 여러가지 강이 개발되어 왔다.
최근 자동차용 강판은 연비 향상 및 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 780MPa 이상의 고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로 사용되는 양이 증대하고 있다.
하지만, 강도가 점차로 고강도화되면서 자동차 부품을 프레스 성형하는 과정에서 크랙이나 주름이 발생하여 복잡한 부품을 제조하는데 한계에 도달하고 있다. 특히, 변태강화형 고강도 강 중 가장 널리 사용되고 있는 DP강에서 연성(El) 및 굽힘성을 향상시킬 수 있다면, 프레스 성형 시, 발생하는 크랙이나 주름들과 같은 가공결함을 방지함으로써, 복잡한 부품에 고강도 강의 적용을 확대시킬 수 있다.
이러한 고장력 강판에 대한 종래기술로 특허문헌 l에 개시된 발명을 들 수 있다. 상기 종래기술에는 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 복합조직으로 이루어진 냉연강판으로서, 강 중 Si을 첨가하고 베이나이트 변태를 통하여 최종 소둔 강판에 잔류 오스테나이트를 도입함으로써 강판의 연성을 확보하는 제조방법에 대해서는 기술하고 있다. 하지만, Si을 첨가함에 따라 연속소둔 시, 로내 덴트가 발생하거나, 도금강판의 고객사 점용접 시 액체금속 취성이 발생할 여지가 있다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 한국 특허공개공보 제2019-0076258호
본 발명의 일 측면에 따르면 굽힘성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.20%, 실리콘(Si): 0.10% 이하, 망간(Mn): 1.0~3.0%, 알루미늄(sol.Al): 1.00% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 니오븀(Nb): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.05% 이하, 인(P): 0.100% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 질소(N): 0.010% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1648 이상이며,
미세조직은 면적%로, 50~80%의 페라이트, 5~25%의 베이나이트, 10~30%의 후레쉬 마르텐사이트 및 5% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
T = 279*[C] + 711*[Mn] + 474*[Nb] + 177*[Ti] - 75*[Cr]
(식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
상기 강판은, 하기 관계식 2에서 정의되는 RT 값이 0.01 이상일 수 있다.
[관계식 2]
RT = [Si] + [Nb] + [Ti]
(식에서, [Si], [Nb] 및 [Ti]은 각 원소의 중량%이다.)
상기 강판은, 인장강도(TS)가 780MPa 이상이고, 연신율(El)이 14.0% 이상일 수 있다.
상기 강판은, 180° 굽힘시험 시, 굽힘각도(°)/두께(mm)의 값이 50°/mm 이상(여기서, 굽힘각도(°)는 180° 굽힘시험 시, 굽힘부 크랙이 발생하지 않는 굽힘각도를 의미한다.)일 수 있다.
상기 강판은, 표면에 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일 실시예에 따르면, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.20%, 실리콘(Si): 0.10% 이하, 망간(Mn): 1.0~3.0%, 알루미늄(sol.Al): 1.00% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 니오븀(Nb): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.05% 이하, 인(P): 0.100% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 질소(N): 0.010% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1648 이상인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 권취한 후 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강판을 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 800~850℃의 T1 온도로 가열하고, 400~600℃의 T2 온도까지 20℃/s 이하의 평균 냉각속도로 냉각한 후, 50초 이상 유지하여 연속소둔하는 단계; 및
상기 연속소둔된 강판을 상온까지 냉각하는 단계를 포함하고,
하기 관계식 3에서 정의되는 R 값이 1797~1850인 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
T = 279*[C] + 711*[Mn] + 474*[Nb] + 177*[Ti] - 75*[Cr]
(식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 3]
R = 174*[C] + 680*[Mn] + 370*[Nb] + 177*[Ti] - 86*[Cr] + 0.33*[T1] - 0.05*[T2]
(식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이고, T1 및 T2는 각각 연속소둔 시 가열온도(℃) 및 냉각종료온도(℃)이다.)
상기 강 슬라브는 하기 관계식 2에서 정의되는 RT 값이 0.01 이상일 수 있다.
[관계식 2]
RT = [Si] + [Nb] + [Ti]
(식에서, [Si], [Nb] 및 [Ti]은 각 원소의 중량%이다.)
상기 재가열은 1100~1300℃의 온도범위에서 행하고,
상기 열간압연은 800~950℃의 마무리 압연온도로 행하고,
상기 권취한 후 냉각하는 단계에서는 400~700℃의 온도범위에서 권취한 후 0.10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각되며,
상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행할 수 있다.
상기 냉간압연하는 단계 전 강판을 산세하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 연속소둔 단계 후, 냉각 단계 전, 강판을 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 용융아연도금 단계 후, 냉각 전 강판을 460~530℃의 온도범위에서 합금화 열처리를 행하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 굽힘성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 자동차 구조부재용으로 사용될 수 있는 강판으로, 가공성이 우수하여, 프레스 성형 시, 복잡한 형상에도 사용될 수 있는 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 13의 미세조직을 전자 현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 6의 미세조직을 전자 현미경으로 관찰한 사진이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, Si을 최소 첨가하거나 미첨가하여 합금조성을 최적화함으로써, 종래의 DP 강의 물성을 만족하면서도 로내 덴트와 점용접 시의 액체금속취성 발생을 저감하고, 굽힘성이 우수한 특성을 얻을 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.20%, 실리콘(Si): 0.10% 이하, 망간(Mn): 1.0~3.0%, 알루미늄(sol.Al): 1.00% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 니오븀(Nb): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.05% 이하, 인(P): 0.100% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 질소(N): 0.010% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.05~0.20%
탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 탄소(C)는 고강도화를 도모하고 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 탄소(C)의 함량이 증가하면 강 중 마르텐사이트 량이 증가하게 된다. 다만, 그 함량이 0.20%를 초과하면 마르텐사이트의 강도는 높아지나 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 증가할 수 있다. 이러한 강도 차이는 응력 부가 시, 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하기 때문에 굽힘성이 저하될 수 있다. 일 실시예에 따르면 탄소(C)를 0.17% 이하로 포함할 수 있다. 또한, 용접성이 열위하여 고객사 부품가공 시 용접결함이 발생할 수 있다. 한편, 탄소(C) 함량이 0.05% 미만이면 원하는 수준의 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 본 발명의 일 실시예로는 탄소(C)를 0.07% 이상 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.10% 이하
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로, 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. 또한, 고용강화능이 우수하여 페라이트의 강도를 높여 상간 경도차를 줄이는데 효과적이며, 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 다만, 실리콘(Si) 함량이 0.10%를 초과하게 되면 표면 스케일결함을 유발하여 도금 표면품질이 열위되고, 또한 도금재의 접용접 시 액체금속취성을 유발할 우려가 있다. 일 실시예에 따르면 0.05% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.0~3.0%
망간(Mn)은 연성의 손상 없이 입자를 미세화시키며 강 중 S을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이다. 또한, 복합조직강에서는 마르텐사이트가 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있도록 한다. 망간(Mn) 함량이 1.0% 미만인 경우, 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있다. 일 실시예에 따르면 1.6% 이상으로 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면, 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높고, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정하고, 조직 내 Mn-Band (Mn 산화물의 띠)가 형성되어 가공크랙 및 판파단 발생 위험이 높아지는 문제가 있을 수 있다. 또한, 소둔 시, Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있을 수 있다. 일 실시예에 따르면 2.5% 이하로 포함할 수 있다.
알루미늄(sol.Al): 1.00% 이하
알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, Si과 유사하게 페라이트 안정화 원소이다. 그리고 페라이트 내 C를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이며, 베이나이트 영역에서 유지 시 베이나이트 내 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 강판의 연성을 향상시킬 수 있는 유용한 원소이다. 하지만, 그 함량이 1.00%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과로 강도 상승에는 유리한 반면, 제강 연주 조업 시, 개재물의 과다 형성으로 도금강판 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다. 본 발명의 일 실시예에 따르면 0.50% 이하로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 0.1~1.0%
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가될 수 있는 성분이다. 또한, 마르텐사이트 형성에 매우 중요한 역할을 하는 원소로서, 강도 상승 대비 연신율 하락을 최소화하여 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에도 유리하다. 특히, 열간압연 과정에서 Cr23C6과 같은 Cr계 탄화물을 형성하는데, 이 탄화물은 소둔 과정에서 일부는 용해되고, 일부는 용해되지 않고 남아, 냉각 후 마르텐사이트 내 고용 C 량을 적정수준 이하로 제어할 수 있으므로, 항복점 연신(YP-El) 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 크롬(Cr)의 함량을 0.1% 이상으로 제한할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 따르면 0.8% 이하로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 과도한 열연강도 증가로 냉간압연성이 열화되는 문제가 있을 수 있고, Cr계 탄화물의 분율이 높아지고 조대화됨으로써, 소둔 후 마르텐사이트 크기가 조대화되어 연신율 저하를 초래할 수 있다. 일실시예에 따르면 0.2% 이상으로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.05% 이하
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리 시, 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. 다만, 니오븀(Nb) 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가도 상승하는 문제점이 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 0.04% 이하로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.05% 이하
티타늄(Ti)은 미세 탄화물 형성원소로써 항복강도 및 인장강도의 확보에 기여할 수 있다. 또한, 티타늄(Ti)은 질화물 형성원소로써 강 중 N를 TiN으로 석출시켜 AlN 석출을 억제하는 효과가 있어, 연주 시 크랙이 발생할 위험성을 저감시키는 장점이 있다. 다만, 티타늄(Ti) 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 연주시 노즐 막힘을 야기할 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 0.03% 이하로 포함할 수 있다.
인(P): 0.100% 이하
인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 해지지 않으면서 강도 확보에 가장 유리한 원소이다. 하지만, 과잉 첨가할 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판파단 발생 가능성 및 도금표면 특성을 저해하는 원소로 작용하는 문제가 있어, 본 발명에서는 그 함량을 0.100% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 제조과정 중 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.010% 이하
황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물 원소로서, 연성 및 용접성을 저하하는 원소이므로 가능한 한 낮게 관리하는 것이 중요하다. 특히, 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.010% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
질소(N): 0.010% 이하
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 그 함량이 0.010%를 초과하는 경우, 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있을 수 있다. 또한, 연주 시, AlN 형성 등으로 인한 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가되므로 그 상한을 0.010%로 한정하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
본 발명의 강재는, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1648 이상일 수 있다.
[관계식 1]
T = 279*[C] + 711*[Mn] + 474*[Nb] + 177*[Ti] - 75*[Cr]
(식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
상기 관계식 1은 강판 내 첨가 원소가 강판의 강도 및 굽힘성에 기여하는 바를 정량적으로 표현한 식이다. 본 발명에서는 강판을 이루는 강 성분 중 대표 성분계인 C, Mn, Nb, Ti 및 Cr 성분이 하기 관계식 1을 만족하도록 함유되어 있도록 제한할 수 있다.
구체적으로, C, Mn은 강의 고용강화 효과로 인하여 강판의 강도를 상향하는 효과가 있다. 다만, 각 원소들이 강판의 강도에 기여하는 바는 상이하며, 해당 관계식에서 각 성분에 곱해지는 상수 값이 각 원소별로 강도에 기여하는 바를 상대적으로 나타낸다. 또한, Nb 및 Ti은 석출강화 효과가 있어 강도 향상에 기여하고, DP강에서 페라이트 기지에 석출되어 페라이트 강화효과가 있어 페라이트와 마르텐사이트간의 상간 경도차를 저감하여 강판의 굽힘성이 상승하는 효과가 있어 곱해는 상수 값이 양의 값으로 표현된다. 반면, Cr의 경우 상기 원소 중에 고용강화 효과가 가장 적고 경화능을 크게 증가시키는 원소여서 많이 첨가되면 다량의 마르텐사이트가 생성되어 굽힘성이 저하될 수 있어 상수의 값이 음의 값을 가질 수 있다.
상기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1648 미만이면, 본 발명이 목표로 하는 강판의 강도 및 굽힘성 특성을 확보할 수 없는 문제가 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1650 이상일 수 있다. 본 발명에서는 특별히 한정하지 않으나, 성분 과다 첨가 시, 강도가 지나치게 증가하여 연신율이 목표로 하는 수준 이하로 감소하는 문제가 있을 수 있으므로, 이를 고려하여 효과적으로는 T 값의 상한을 1800 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 강판은 하기 관계식 2에서 정의되는 RT 값이 0.01 이상일 수 있다.
[관계식 2]
RT = [Si] + [Nb] + [Ti]
(식에서, [Si], [Nb] 및 [Ti]은 각 원소의 중량%이다.)
본 발명의 일 실시예에 따르는 강판은 Si를 다량 첨가 시, 소둔로 내 강판의 덴트 결함, 냉연강판의 인산염 처리성 및 도금강판의 액체금속취성 및 도금성의 열위를 유발하는 문제가 있을 수 있어, Si를 최소화하고자 한다. 한편, Si의 첨가량 감소 시, 기계적 물성이 열위할 가능성이 있어, 이를 극복하고자 Nb 및 Ti를 첨가하여 탄화물 석출에 의한 기계적 물성의 열화를 방지할 수 있다.
상기 관계식 2에서 정의되는 RT 값이 0.01 미만이면, 본 발명에서 목적하는 수준의 물성을 확보할 수 없다. 본 발명의 일실시예에 따르면 관계식 2에서 정의되는 RT 값이 0.02 이상일 수 있다. 또한, 본 발명에서 특별히 한정하지 않으나, RT 값의 상한은 각 성분 제한 범위의 최대 첨가 시와 동일하게 0.2%로 제한할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 강판의 미세조직은, 면적%로, 50~80%의 페라이트, 5~25%의 베이나이트, 10~30%의 후레쉬 마르텐사이트 및 5% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다.
상기 페라이트는 연질의 조직으로 강판의 연성에 기여할 수 있다. 상기 강판에 포함되는 전체 미세조직 대비 상기 페라이트의 면적분율이 50% 미만인 경우 목표로 하는 굽힘성의 확보가 곤란할 수 있다. 반면, 그 면적분율이 80%를 초과하는 경우, 본 발명에서 목적하는 수준의 강도 확보가 곤란할 수 있다.
상기 베이나이트는 페라이트와 마르텐사이트의 중간 경도를 갖는 상으로, 이를 적절히 포함할 수 있다. 상기 베이나이트 면적분율이 5% 미만인 경우 페라이트와 마르텐사이트가 지배적이어서 굽힘성이 열위해질 수 있다. 반면, 그 면적분율이 25%를 초과하는 경우 강도가 감소하는 문제가 있을 수 있다.
상기 후레쉬 마르텐사이트는 강도 증가에 기여하는 상으로, 면적분율이 10% 미만인 경우 목표로 하는 강도를 확보할 수 없다. 반면, 그 면적분율이 30%를 초과하는 경우 상대적으로 베이나이트 면적분율이 감소하여 굽힘성이 열위해지는 문제가 있을 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트는 최종 냉각공정 중에 5% 이하로 소량 생성될 수 있으며, 잔류 오스테나이트의 면적분율이 높은 도금강판의 경우, 자동차 부품조립 점용접 시, 액체금속취성에 취약한 경향이 있으므로 강판 내에 5% 이하로 제어함이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 따르면 미세조직 분율은 연속소둔된 강판의 판두께 1/4 지점에서 기지조직을 분석할 수 있으며, 구체적으로, FE-SEM과 Image analyzer 및 XRD를 이용하여 미세조직의 면적분율을 측정할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강판 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 권취, 냉각, 냉간압연, 연속소둔 및 냉각하여 제조될 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
재가열은 후속하는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 행할 수 있다. 본 발명은 이러한 재가열 조건에 특별히 제한되지 않으며, 통상의 재가열 조건이면 가능하다. 다만, 바람직한 재가열 온도범위는 1100~1300℃일 수 있다.
재가열 온도가 1100℃ 미만이면 Nb 및 Ti와 같은 석출원소의 재고용이 감소하여 해당 원소의 첨가 효과가 감소할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하면 공정 비 상승 및 열연 산화물이 다량 발생하여 강판의 표면품질이 열위해지는 문제가 있을 수 있다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃의 마무리 압연온도로 열간압연할 수 있다.
본 발명에서는 재가열된 강 슬라브를 통상의 열간압연 온도로 열간압연을 행할 수 있다. 열간압연을 통해 오스테나이트 핵생성사이트가 되는 탄화물이 미세하게 분산되어 있는 열연강판을 제조할 수 있다. 이러한 열연과정에서 미세한 탄화물을 고르게 분산시킴으로써 소둔 시, 탄화물이 용해되면서 생성되는 오스테나이트가 미세 분산되는 효과가 있으며, 결과적으로 소둔 후 냉각 시 생성되는 마르텐사이트를 미세하게 균일 분산시킬 수 있어, 최종 강판의 강도 및 연신율의 향상에 기여할 수 있다.
열간압연 시, 마무리 압연온도가 800℃ 미만이면 열간압연 온도가 낮아 열간압연 부하가 상승하는 문제가 있을 수 있다. 반면, 그 온도가 950℃를 초과하면 결정립이 조대해져 강판의 강도가 감소하며, 표층부 열연 산화물이 증가하여 강판의 표면품질이 열위해지는 문제가 있을 수 있다.
권취 및 냉각
상기 열간압연된 강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취한 후 0.10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각할 수 있다.
권취온도가 400℃ 미만이면 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 저온조직이 다량 발생하여 열연강판의 강도가 크게 증가하여 냉간압연 시, 압연 부하가 발생하는 문제가 있을 수 있다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하면 열연 미세조직이 조대하여 최종 소둔강판의 강도가 감소하며, 강판 표면의 산화물 증가로 강판의 표면품질 및 도금성이 열위해질 우려가 있다.
또한, 권취 후 평균 냉각속도가 0.10℃/s를 초과하면 저온조직의 생성으로 냉간압연 부하가 증가하고 빠른 냉각속도로 인하여 열연강판의 형상이 열위하여 냉간압연 시, 판파단 발생의 우려가 있을 수 있다.
냉간압연
상기 냉각된 강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연할 수 있다.
냉간압연 시, 압하율이 40% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라 강판의 형상교정이 어려울 수 있다. 반면, 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고 냉간압연 부하를 가져오는 문제점이 있을 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 압하율을 40~70%로 제한하는 것이 바람직하다. 본 발명의 일실시예로 냉간압연 전 강판을 산세하는 산세 공정을 더 포함할 수 있다.
연속소둔
상기 냉간압연된 강판을 800~850℃의 T1 온도로 가열하고, 400~600℃의 T2 온도까지 20℃/s 이하의 평균 냉각속도로 냉각한 후, 50초 이상 유지하여 연속소둔할 수 있다.
본 발명에서는 연속소둔은 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트를 형성하고 탄소를 분배하기 위하여 수행될 수 있다.
연속소둔 시, 가열온도(T1)가 800℃ 미만이면 충분한 재결정이 이루어지지 않을 뿐만 아니라 충분한 이상역 오스테나이트를 형성하기 어려워 소둔 후 목적하는 마르텐사이트와 베이나이트 분율을 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 850℃를 초과하면, 생산성 하락과 과다한 오스테나이트가 형성되어 냉각 후 베이나이트와 마르텐사이트 분율이 크게 증가하여 항복강도가 증가하고 연성이 감소할 수 있다. 아울러, Si, Mn 및 B 등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의한 표면농화가 심해져 도금표면품질이 저하될 수도 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 연속소둔 시, 가열온도를 800~850℃로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 온도 범위에서 강판 내 이상역 오스테나이트와 페라이트의 분율이 결정되며, 해당 분율로 인하여 최종 강판의 강도가 상이하게 나타난다. 일반적으로 이상역 오스테나이트의 분율이 증가할수록 최종 소둔 강판의 강도는 증가하는 경향이나, 후속하는 공정 역시 최종 미세조직에 영향을 주어 강판의 물성이 달라질 수 있다.
상기 가열된 강판 내 이상역 오스테나이트는 냉각종료온도(T2)에 따라 다른 분율의 페라이트로 변태할 수 있다. 연속소둔 시, 냉각종료온도(T2)가 600℃를 초과할 경우, 열처리 시, 페라이트 변태가 다량 발생하여 강도가 감소하는 문제가 있을 수 있다. 반면, 그 온도가 400℃ 미만이면 50초 이상 유지하는 공정 중에 베이나이트 분율이 과다하게 생성되고, 마르텐사이트 형성이 감소하여 강도가 열위해지는 문제가 있을 수 있다.
이후, 소둔된 강판을 상온까지 냉각할 수 있다. 상온까지 냉각 시, 냉각조건을 특별히 한정하지 않으나, 일 예로, 공냉을 행할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 강판은 연속소둔 시, 하기 관계식 3에서 정의되는 R 값이 1797~1850일 수 있다.
[관계식 3]
R = 174*[C] + 680*[Mn] + 370*[Nb] + 177*[Ti] - 86*[Cr] + 0.33*[T1] - 0.05*[T2]
(식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이고, T1 및 T2는 각각 연속소둔 시, 가열온도(℃) 및 냉각종료온도(℃)이다.)
본 발명에서는 연속소둔 시, 목표로 하는 강판의 강도와 굽힘성을 동시 만족하기 위해 성분 및 소둔 조건을 규정하고 있으며, C, Si, Mn, Al 성분의 함량과 T1 및 T2 조건을 최적화하고 있다.
T1의 온도가 의미하는 바는 연속소둔 공정 중 가열온도를 의미하며, 해당 온도에 의하여 강판 내에 이상역 오스테나이트 및 페라이트의 분율이 결정되며, 해당 분율로 인하여 최종 소둔 강판의 강도가 상이하게 나타날 수 있다. 일반적으로 이상역 오스테나이트의 분율이 증가할수록 최종 소둔 강판의 강도는 증가하는 경향이나, 후속하는 공정 역시 최종 미세조직에 영향을 주어 강판의 물성이 달라질 수 있으므로 소둔 온도 단독의 효과를 기술하기에는 곤란하다. 이상역 오스테나이트는 후속하는 냉각 공정 시, 냉각종료온도인 T2의 온도에 따라 다른 분율의 페라이트로 추가적인 변태를 할 수 있으므로, 강판의 물성에 영향을 미치는 중요한 인자 중 하나이다. 또한, T2 온도에 따라 최종 소둔 조직의 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 분율이 상이해질 수 있다.
T2 온도가 베이나이트 변태 시작온도 보다 높은 경우와 마르텐사이트 변태온도 보다 낮은 경우에는 강판의 조직 내에 베이나이트를 도입할 수 없어 T2 온도는 베이나이트 변태 시작 온도와 마르텐사이트 변태 시작온도 사이의 온도로 설정되어야 한다. 상기한 T1, T2 온도는 강판의 성분과 함께 최종 소둔 강판 미세조직에 영향을 미치고 결과적으로 강판의 물성에 영향을 미치며, 목표 물성을 확보하기 위해서는 최적화한 관계식 3을 만족하여야 한다. 이로 인해 Si첨가량을 최소화하고도 목표 강도 확보 및 우수한 굽힘성을 갖는 고장력 강판을 얻을 수 있다.
앞서 기술한 바와 같이, 강판의 최종 재질은 성분의 영향과 각 중요 열처리 공정의 온도 및 시간의 영향을 받으므로 하기 관계식 조건을 만족할 때, 최적의 물성 조합 및 우수한 굽힘성을 갖는 고장력 강판을 제조할 수 있다. 한편, 하기 관계식 3에서 정의되는 R 값이 1797 미만이면 강판의 강도가 미달하는 문제가 있을 수 있다. 한편, 목표하는 굽힘성을 확보하기 위해서는 그 값의 상한을 1850로 제한할 수 있다.
용융아연도금
본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 연속소둔된 강판을 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금할 수 있다.
본 발명에서 제조된 강판을 용융아연도금욕에 침지하는 도금방법을 행하여 도금을 실시할 수 있다. 본 발명에서는 용융아연도금 조건은 특별히 한정하지 않으며, 동일 기술분야에서 적용될 수 있는 통상의 조건으로 용융아연도금을 행할 수 있다. 용융아연도금을 통해서 본 발명의 일 실시예에 따른 강판은 표면에 용융아연도금층을 포함할 수 있다. 또한, 필요에 따라, 용융아연도금 단계 후, 강판을 합금화 열처리할 수 있으며, 일 실시예로, 상기 용융아연도금된 강판을 460~530℃의 온도범위로 합금화 열처리를 행한 후, 상온까지 냉각할 수 있다. 합금화 열처리를 통해, 강판은 표면에 합금화 용융아연도금층을 포함할 수도 있다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강판은 인장강도(TS)가 780MPa 이상이고, 연신율(El)이 14.0% 이상이며, 180° 굽힘시험 시, 굽힘각도(°)/두께(mm)의 값이 50°/mm 이상(여기서, 굽힘각도(°)는 180도 굽힘시험 시, 굽힘부 크랙이 발생하지 않는 굽힘각도를 의미한다.)으로, 강도 및 굽힘성이 우수한 특성을 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1에 개시된 조성을 갖는 강 슬라브를 제조한 후, 하기 표 2의 조건으로 재가열하고, 마무리 열간압연하였다. 이와 같이 열간압연된 강판들을 하기 표 2의 조건으로 권취한 후 상온까지 냉각하여 강판을 제조하였다. 이후 강판을 산세한 후, 50%의 압하율로 냉간압연하였으며, 하기 표 2에 개시된 바와 같이, T1 온도로 가열을 행하고, T2 온도까지 냉각, 50초 이상 유지한 후, 용융도금온도인 460℃에서 용융도금을 실시하고 최종 상온까지 냉각하였다.
강종 합금조성(wt%) 관계식1 관계식2
C Si Mn Sol.Al Nb Ti Cr P S N
A 0.14 0.01 2.3 0.04 0.02 0 0.4 0.008 0.002 0.004 1654 0.03
B 0.08 0.02 2.4 0.04 0.02 0 0.7 0.007 0.002 0.004 1686 0.04
C 0.15 0 2.3 0.04 0 0 0.4 0.006 0.002 0.004 1647 0
D 0.16 0.03 2.3 0.04 0 0 0.3 0.008 0.002 0.004 1657 0.03
E 0.12 0.03 2.3 0.04 0.04 0 0.4 0.008 0.002 0.004 1658 0.07
F 0.12 0 2.3 0.04 0.04 0.02 0.4 0.008 0.002 0.004 1661 0.06
[관계식 1]
T = 279*[C] + 711*[Mn] + 474*[Nb] + 177*[Ti] - 75*[Cr]
(식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
RT = [Si] + [Nb] + [Ti]
(식에서, [Si], [Nb] 및 [Ti]은 각 원소의 중량%이다.)
시편
번호		 강종 재가열 열간압연 권취 냉각 연속소둔 관계식3
온도(℃) 마무리 온도(℃) 온도(℃) 속도(℃/s) T1(℃) T2(℃)
1 A 1210 905 610 0.05 770 520 1789
2 A 1210 905 610 0.05 790 520 1796
3 A 1210 905 610 0.05 810 520 1803
4 A 1210 905 610 0.05 830 520 1809
5 B 1198 899 605 0.03 770 520 1821
6 B 1198 899 605 0.03 800 560 1829
7 B 1198 899 605 0.03 810 560 1832
8 B 1198 899 605 0.03 830 560 1839
9 B 1198 899 605 0.03 850 450 1851
10 C 1201 887 608 0.04 810 560 1795
11 C 1201 887 608 0.04 830 560 1802
12 D 1201 887 608 0.04 810 520 1799
13 D 1201 887 608 0.04 830 520 1805
14 D 1201 887 608 0.04 810 560 1805
15 D 1201 887 608 0.04 830 560 1812
16 E 1188 911 599 0.03 810 520 1807
17 E 1188 911 599 0.03 830 520 1813
18 F 1202 888 615 0.04 770 560 1795
19 F 1202 888 615 0.04 790 560 1802
20 F 1202 888 615 0.04 810 560 1808
21 F 1202 888 615 0.04 830 560 1815
22 F 1202 888 615 0.04 830 390 1823
[관계식 3]
R = 174*[C] + 680*[Mn] + 370*[Nb] + 177*[Ti] - 86*[Cr] + 0.33*[T1] - 0.05*[T2]
(식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이고, T1 및 T2는 각각 연속소둔 시 가열온도(℃) 및 냉각종료온도(℃)이다.)
상기 제조된 각각의 강판에 대하여 기계적 물성을 측정한 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 ASTM 규격을 이용하여 L 방향으로 실시하여 상온의 인장 물성을 평가하였고, 특히, 굽힘성은 180° 굽힙시험을 실시하여 굽힘부 크랙이 발생하지 않는 굽힘 반경을 시편의 두께(mm)로 나눈 값을 측정하여 나타내었다. 여기서, 굽힘부는 굽힘각이 적용되는 강판의 부위를 의미할 수 있으며, 통상적으로 굽힘이 적용되는 부위를 의미할 수 있다. 미세조직 분율은 연속소둔된 강판의 판두께 1/4 지점에서 기지조직을 분석하여 그 결과를 이용하였다. 구체적으로, FE-SEM과 Image analyzer 및 XRD를 이용하여 페라이트(F), 베이나이트(B), 후레쉬 마르텐사이트(M) 및 잔류 오스테나이트(A)의 분율을 측정하였다.
시편
번호		 강종 미세조직(면적%) 물성 구분
F B M A 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 굽힘성
(도/mm)
1 A 83 0 16 1 437 855 11.5 36 비교예1
2 A 81 0 18 1 418 821 13.4 43 비교예2
3 A 68 11 19 2 435 816 16.1 55 발명예1
4 A 65 12 22 1 439 811 16.2 55 발명예2
5 B 81 0 19 1 429 845 13.6 59 비교예3
6 B 69 10 19 2 425 830 15.4 86 발명예3
7 B 67 11 21 1 438 833 17.3 82 발명예4
8 B 66 15 18 1 434 811 17.8 88 발명예5
9 B 20 55 25 0 512 905 12.5 41 비교예4
10 C 56 11 32 1 442 889 15.3 43 비교예5
11 C 52 14 33 1 471 886 15.2 45 비교예6
12 D 60 16 22 2 484 866 14.6 63 발명예6
13 D 67 11 20 2 488 878 14.7 58 발명예7
14 D 67 9 23 1 437 788 16.1 58 발명예8
15 D 72 10 17 1 434 813 15.6 55 발명예9
16 E 59 11 28 2 443 862 15.8 61 발명예10
17 E 69 8 22 1 449 864 16.2 71 발명예11
18 F 81 2 17 0 510 956 8.8 42 비교예7
19 F 81 0 19 0 430 858 13.7 54 비교예8
20 F 69 9 21 1 419 848 16.8 66 발명예12
21 F 72 8 19 1 424 833 17.4 68 발명예13
22 F 63 31 5 1 399 752 18.7 75 비교예9
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성 또한 확보할 수 있었다. 도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 13의 미세조직을 전자 현미경으로 관찰한 사진이다.
반면, 비교예 1 및 2는 연속소둔 시, T1 온도가 본 발명의 조건을 만족하지 않으며, 관계식 3 또한 만족하지 않는 예시이다. 그 결과, 연신율 및 굽힘성이 목적하는 바에 미치지 못하였다.
비교예 3은 관계식 3은 만족하나, T1 온도가 본 발명의 조건을 만족하지 못하는 것으로, 연신율이 열위하였다.
비교예 4는 연속소둔 시, T1 및 T2 온도는 만족하나, 본 발명에서 제안하는 관계식 3 조건이 만족하지 않아, 베이나이트가 본 발명에서 목적하는 면적분율에 비해 과도히 형성되었으며, 이에 따라 목적하는 연신율 및 굽힘성 특성을 확보하지 못하였다.
비교예 5 및 6은 관계식 1 및 2가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 예로, 마르텐사이트가 본 발명에서 목적하는 면적분율에 비해 과도하게 형성되었으며, 이에 따라, 굽힘성이 열위하였다. 도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 6의 미세조직을 전자 현미경으로 관찰한 사진으로, 마르텐사이트가 과도하게 형성된 것을 확인할 수 있다.
비교예 7 및 8은 합금조성 조건이 본 발명의 조건을 만족하나, T1 온도가 미달되는 것으로, 페라이트가 본 발명에서 목적하는 면적분율보다 과하게 형성되었으며, 베이나이트가 부족하여 연신율이 저하되었다.
비교예 9는 T2가 본 발명의 조건에 미달되는 것으로, 베이나이트가 제안하는 수준보다 과도하게 형성되고 마르텐사이트가 감소되어 목적하는 강도를 확보하지 못하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.20%, 실리콘(Si): 0.10% 이하, 망간(Mn): 1.0~3.0%, 알루미늄(sol.Al): 1.00% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 니오븀(Nb): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.05% 이하, 인(P): 0.100% 이하, 황(S): 0.0100% 이하, 질소(N): 0.010% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1648 이상이며,
    미세조직은 면적%로, 50~80%의 페라이트, 5~25%의 베이나이트, 10~30%의 후레쉬 마르텐사이트 및 5% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 강판.
    [관계식 1]
    T = 279*[C] + 711*[Mn] + 474*[Nb] + 177*[Ti] - 75*[Cr]
    (식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은, 하기 관계식 2에서 정의되는 RT 값이 0.01 이상인 강판.
    [관계식 2]
    RT = [Si] + [Nb] + [Ti]
    (식에서, [Si], [Nb] 및 [Ti]은 각 원소의 중량%이다.)
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은, 인장강도(TS)가 780MPa 이상이고, 연신율(El)이 14.0% 이상인 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은, 180° 굽힘시험 시, 굽힘각도(°)/두께(mm)의 값이 50°/mm 이상(여기서, 굽힘각도(°)는 180° 굽힘시험 시, 굽힘부 크랙이 발생하지 않는 굽힘각도를 의미한다.)인 강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은, 표면에 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 더 포함하는 강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.20%, 실리콘(Si): 0.10% 이하, 망간(Mn): 1.0~3.0%, 알루미늄(sol.Al): 1.00% 이하, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 니오븀(Nb): 0.05% 이하, 티타늄(Ti): 0.05% 이하, 인(P): 0.100% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 질소(N): 0.010% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 T 값이 1648 이상인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 권취한 후 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 강판을 냉간압연하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 800~850℃의 T1 온도로 가열하고, 400~600℃의 T2 온도까지 20℃/s 이하의 평균 냉각속도로 냉각한 후, 50초 이상 유지하여 연속소둔하는 단계; 및
    상기 연속소둔된 강판을 상온까지 냉각하는 단계를 포함하고,
    하기 관계식 3에서 정의되는 R 값이 1797~1850인 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    T = 279*[C] + 711*[Mn] + 474*[Nb] + 177*[Ti] - 75*[Cr]
    (식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이다.)
    [관계식 3]
    R = 174*[C] + 680*[Mn] + 370*[Nb] + 177*[Ti] - 86*[Cr] + 0.33*[T1] - 0.05*[T2]
    (식에서, [C], [Mn], [Nb], [Ti] 및 [Cr]은 각 원소의 중량%이고, T1 및 T2는 각각 연속소둔 시 가열온도(℃) 및 냉각종료온도(℃)이다.)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 강 슬라브는 하기 관계식 2에서 정의되는 RT 값이 0.01 이상인 강판 제조방법.
    [관계식 2]
    RT = [Si] + [Nb] + [Ti]
    (식에서, [Si], [Nb] 및 [Ti]은 각 원소의 중량%이다.)
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 재가열은 1100~1300℃의 온도범위에서 행하고,
    상기 열간압연은 800~950℃의 마무리 압연온도로 행하고,
    상기 권취한 후 냉각하는 단계에서는 400~700℃의 온도범위에서 권취한 후 0.10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각되며,
    상기 냉간압연은 40~70%의 압하율로 행하는 강판 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 냉간압연하는 단계 전 강판을 산세하는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
  10. 청구항 6에 있어서,
    상기 연속소둔 단계 후, 냉각 단계 전, 강판을 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 용융아연도금 단계 후, 냉각 전 강판을 460~530℃의 온도범위에서 합금화 열처리를 행하는 단계를 더 포함하는 강판 제조방법.
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