KR101115790B1 - Cold rolled steel sheet having excellent spot welding property and delayed fracture resistance and method for manufacturing the same - Google Patents

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Abstract

본 발명은 자동차의 구성품 중 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재 및 각종 강도 보강용 부품에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판에 관한 것으로써, 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하, Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 용융 아연도금강판을 제공하고, 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계; 상기 열간압연 후 1초 이내에 냉각을 개시하여 10~30℃/sec의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계; 상기 권취 후 산세처리하는 단계; 상기 산세처리 후 냉간압하율 20~60%의 범위로 냉간압연하는 단계; 및 상기 냉간압연 후 720~880℃의 온도에서 60초 이상 연속소둔한 다음, 10~200℃/sec의 속도로 냉각후 250~350℃의 온도에서 60초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 단계를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 용융 아연도금강판의 제조방법을 제공한다.The present invention relates to an ultra-high strength cold rolled steel sheet mainly used for bumper reinforcement materials or shock absorbers in doors and various strength reinforcement parts of automobile components, in weight%, C: 0.02 to 0.22%, and Si: 2.5 to 4.0%. , Mn: 2.5 to 3.5%, Al: 0.02% or less, Cr: 0.01 to 0.1%, P: 0.02% or less, Ti: 0.005 to 0.02%, B: 5 to 20 ppm, Sb: 0.01 to 0.03%, S: 0.008 Less than or equal to N, 0.006% or less, the rest is provided with a cold-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized steel sheet excellent in spot welding properties and delayed fracture properties composed of Fe and unavoidable impurities, 1150 steel slab that satisfies the composition Heating to a temperature range of ˜1250 ° C. to perform hot finish rolling at a temperature range of 880 ° C. to 920 ° C .; Start cooling within 1 second after the hot rolling, and then cooled to a temperature range below the bainite transformation start temperature (Bs) at a martensite transformation start temperature (Ms) + 20 ° C. or more at a cooling rate of 10 to 30 ° C./sec. Winding up; Pickling after the winding; Cold rolling after the pickling process in a range of 20 to 60% of a cold reduction rate; And after the cold rolling continuous annealing for more than 60 seconds at a temperature of 720 ~ 880 ℃, after cooling at a rate of 10 ~ 200 ℃ / sec after maintaining at a temperature of 250 ~ 350 ℃ 60 seconds or more after the final cooling It provides a cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet excellent in spot welding properties and delayed fracture resistance.

자동차강판(AUTOMOTIVE STEEL SHEET), 변형소성유기(TRANSFORMATION INDUCED PLASTICITY), 잔류 오스테나이트(RETAINED AUSTENITE), 점용접성(SPOT WELDABILITY), 지연파괴(DELAYED FRACTURE)  AUTOMOTIVE STEEL SHEET, TRANSFORMATION INDUCED PLASTICITY, RETAINED AUSTENITE, SPOT WELDABILITY, DELAYED FRACTURE

Description

점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법{COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SPOT WELDING PROPERTY AND DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SPOT WELDING PROPERTY AND DELAYED FRACTURE RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차의 구성품 중 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 성분을 변경하고 열처리 방법을 개선함으로써, 강도와 연성이 우수하고 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판과 용융아연도금한 냉연강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to an ultra-high strength cold rolled steel sheet mainly used for bumper reinforcement or shock absorber in a door of a vehicle component, and more particularly, by changing a component and improving a heat treatment method, excellent strength and ductility and spot welding characteristics And a cold rolled steel sheet excellent in delayed fracture resistance, a cold rolled steel sheet hot dip galvanized, and a manufacturing method thereof.

최근 자동차용 강판은 자동차 성형품의 복잡화, 일체화 경향으로 더욱 높은 수준의 성형성을 갖는 강판이 요구되고 있다. 특히 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재는 충돌시 승객의 안전과 밀접한 관계가 있는 부품으로 인장강도 780MPa, 연신율 30% 이상의 초고강도성 및 성형성이 우수한 강판이 요구되고 있으며, 향후 차체의 안정성 규제 강화로 인하여 더욱 높은 인장강도를 갖는 부품이 요구될 것으로 예상된다. In recent years, automotive steel sheet has been required to have a higher level of formability due to the complexity and integration of automobile molded products. In particular, bumper reinforcement or shock absorber in the door is a part that is closely related to the safety of passengers in the event of a collision. It is required to have a high strength and formability with a high tensile strength of 780 MPa and an elongation of 30% or more. It is expected that parts with higher tensile strength will be required.

또한, 최근에는 자동차 배기가스에 의한 환경오염문제가 대두되면서 연비를 향상시키기 위한 기술개발의 방향으로 초고강도강을 사용하여 자동차 경량화를 이루기 위한 연구가 증가되고 있다. 그러나 강판의 고강도화로 인하여 성분 중 탄소(C)의 함량이 증가되면서 점용접 특성이 악화되고 불안정한 잔류 오스테나이트상에 의해 가공 후 마르텐사이트상이 증가하여 내지연파괴 특성도 동시에 악화되는 단점이 있다. In addition, as the environmental pollution problem caused by automobile exhaust gas has recently emerged, research for achieving automobile weight reduction using ultra-high strength steel in the direction of technology development to improve fuel efficiency has been increasing. However, due to the high strength of the steel sheet, the content of carbon (C) in the component is increased, the spot welding characteristics are deteriorated, and the martensite phase is increased after processing by the unstable residual austenite phase, so that the delayed fracture resistance is also deteriorated at the same time.

한편, 강도와 연신율을 동시에 향상시킬 수 있는 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판은 잔류 오스테나이트가 가공에 의하여 마르텐사이트로 변태되면서 연성을 증가시키기 때문에 균일 연성이 매우 우수할 뿐만 아니라, 드로잉과 같은 국부압축압력을 받는 경우 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 국부변형에 대한 저항이 급속히 증가하게 된다. 이와 같은 이유로 극저탄소 냉연강판과 같이 (222)집합조직이 발달하지 않아도 드로잉 가공이 가능한 특징이 있다. 따라서 연성이 우수한 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판을 드로잉용 가공품에 적용할 수 있으면 그 활용분야는 상당히 넓어질 것이다.On the other hand, steel sheets containing a large amount of residual austenite capable of improving strength and elongation at the same time increase the ductility as the residual austenite is transformed into martensite by processing. Under compressive pressure, the residual austenite is transformed into martensite and the resistance to local deformation rapidly increases. For this reason, there is a characteristic that drawing processing is possible even if the (222) aggregate structure is not developed, such as an ultra low carbon cold rolled steel sheet. Therefore, if the steel sheet containing a large amount of residual austenite having excellent ductility can be applied to the workpiece for drawing, its field of application will be considerably broadened.

상기와 같이, 잔류 오스테나이트를 다량 함유하는 강판은 일반적으로 탄소강에 Si, Mn을 첨가하여 소둔시 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 베이나이트 온도로 일정하게 유지함으로써 강도와 연성을 동시에 증가시키는 오스탬퍼링 방법으로 제조한다. 이렇게 생성된 잔류 오스테나이트를 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태시켜 강도 증가와 함께 소성유기변태에 의해 응력집중을 완화시킴으로써 연성을 증가시키는데 이를 변태유기소성강(TRIP: Transformation Induced Plasticity)이라고 부르며, 높은 강도와 연성을 갖는 고강도강으로 사용되고 있다. As described above, a steel sheet containing a large amount of retained austenite is generally formed by adding Si and Mn to carbon steel to form austenite during annealing, and then simultaneously increasing strength and ductility by maintaining constant at bainite temperature during cooling. It is manufactured by a stamping method. The residual austenite thus formed is transformed into martensite during plastic deformation, thereby increasing the strength and mitigating stress concentration by plastic organic transformation, which increases ductility, which is called Transformation Induced Plasticity (TRIP). It is used as a high strength steel with ductility.

그러나 현재까지 알려진 바에 의하면 상기의 방법에 의해 제조된 잔류 오스테나이트를 다량 함유한 강판은 드로잉 후 일정 시간이 경과함에 따라 균열이 발생하는 소위 지연파괴가 발생하는 문제가 있다(CAMP-ISIJ Vol.5(1992), 1841). 이러한 지연파괴는 주로 1.2GPa급 고장력볼트와 같은 초고강도강이나 오스테나이트계 스테인레스강에서 자주 발생하는 것으로 잔류응력이 높은 상태에서 수소가 분자형태나 원자형태로 확산 침투하여 균열로 발전한다(Material Science and Technology Vol.20(2004), 940). 또한 이와 같은 초고강도 TRIP강은 탄소의 함량이 일반적으로 2.5wt%이상이며 잔류 오스테나이트의 분율이 5%이상을 나타낸다. 이와 같은 지연파괴는 가공후에 내부에 잔류응력이 존재할 때 수소가 다량 존재하게 되어 파괴가 발생하게 된다. However, it is known that the steel sheet containing a large amount of retained austenite manufactured by the above method has a problem that a so-called delayed fracture occurs in which a crack occurs after a certain time after drawing (CAMP-ISIJ Vol. 5 (1992), 1841). This delayed fracture occurs mainly in ultra-high strength steel or austenitic stainless steel such as 1.2GPa high-strength bolt, and hydrogen is diffused into molecular or atomic form in high residual stress state and develops into crack (Material Science and Technology Vol. 20 (2004), 940. In addition, the ultra-high strength TRIP steel generally has a carbon content of 2.5 wt% or more and a residual austenite fraction of 5% or more. Such delayed destruction causes a large amount of hydrogen when there is residual stress inside after processing, and thus destruction occurs.

상기와 같은 잔류 오스테나이트를 함유하는 강판과 관련된 종래의 기술로는 다음과 같은 것들이 있다.Conventional techniques related to steel sheets containing such retained austenite include the following.

일본공개특허 JP1993-070886호에서는 C: 0.05~0.3%, Si: 2.0%이하, Mn: 0.5~4.0%, P: 0.1%이하, S: 0.1%이하, Ni: 5.0%이하, Al: 0.1~2.0%, N: 0.01%이하, 또한 Si(%)+Al(%)≥0.5, Mn(%)+1/3Ni(%)≥1.0의 성분계를 만족하고, 5%이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 고장력 강판에 대하여 개시되어 있다. 또한 상기 조성을 갖는 슬래브를 열간압연 후 300~720℃로 권취하고, 압하율: 30~80%로 냉간 압연하고, 그 후의 연속 소둔 공정에 있어 Ac1 변태점 이상 Ac3 변태점 이하의 온도 영역에서 가열하고, 또한 냉각 도중에 550~350℃의 온도 영역에 30초 이상 유지하든지 400℃/min 이하의 냉각속도로 서냉하여 강판을 제조하는 방법에 대하여 개시되어 있다. 상기 일본특허는 연속소둔 열처리 방법에는 속하지만 미세조직 측면에서 잔류 오스테나이트 분율이 5% 이상으로 과도하게 많게 돠어 내지연파괴 가능성이 높으며, 조성 측면에서 고강도강을 얻기 위하여 C의 함량이 높아서 점용접 특성에 크게 미달되는 문제점이 있다. In Japanese Patent Laid-Open No. JP1993-070886, C: 0.05 to 0.3%, Si: 2.0% or less, Mn: 0.5 to 4.0%, P: 0.1% or less, S: 0.1% or less, Ni: 5.0% or less, Al: 0.1 to 2.0%, N: 0.01% or less, satisfying the component system of Si (%) + Al (%) ≥ 0.5, Mn (%) + 1/3 Ni (%) ≥ 1.0, containing 5% or more of retained austenite A high tensile steel sheet is disclosed. Further, the slab having the composition described above is wound up at 300 to 720 ° C after hot rolling, cold rolled at a reduction ratio of 30 to 80%, and heated in a temperature range of Ac1 transformation point to Ac3 transformation point in the subsequent continuous annealing process. Disclosed is a method of manufacturing a steel sheet by maintaining it in a temperature range of 550 to 350 ° C for 30 seconds or more or by slow cooling at a cooling rate of 400 ° C / min or less. The Japanese patent belongs to the continuous annealing heat treatment method, but the residual austenite fraction is more than 5% in terms of microstructure, so that there is a high possibility of delayed fracture, and the high C content in terms of composition results in spot welding. There is a problem that falls far below the characteristics.

일본특허번호 JP3247907호에서는 C: 0.05~0.2%, Mn: 1.80~5.0%, Al: 0.1%이하, Cu: 0.1~1.0% 및 잔부 Fe를 성분으로 하여, 베이나이트 50%이상, 베이나이트+마르텐사이트 90%이상, 잔류 오스테나이트 0~4%의 조직을 가지고 인장강도 1.2GPa이상, 항복비(항복강도/인장강도) 0.7이하를 만족하는 연성과 지연파괴특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법이 개시되어 있다. 상기 일본 특허는 Cu 및 Si를 첨가하고, 3℃/s의 냉각속도로 소둔함으로써, 본 발명에서 요구하는 기계적 특성에 미치지 못한다.In Japanese Patent No. JP3247907, C: 0.05% to 0.2%, Mn: 1.80% to 5.0%, Al: 0.1% or less, Cu: 0.1% to 1.0%, and the balance Fe is 50% or more of bainite, bainite + marten The method of manufacturing high strength cold rolled steel sheet having excellent ductility and delayed fracture characteristics that has a structure of 90% or more of sites and 0 to 4% of retained austenite and a tensile strength of 1.2 GPa or more and a yield ratio (yield strength / tensile strength) of 0.7 or less Is disclosed. The Japanese patent adds Cu and Si, and anneals at a cooling rate of 3 ° C./s, thereby falling short of the mechanical properties required in the present invention.

일본공개특허 JP2003-138345에서는 C: 0.06~0.2%, Si: 2.0%이하, Mn: 3.0~7.0% 및 잔부 Fe를 성분으로 하여, 잔류 오스테나이트가 체적율로 10%이상, 20%미만이고, 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 베이나이트가 면적률로 30%이상을 갖는 인장강도는 800MPa에 연신율 약 30%의 고강도 강판이 개시되어 있다. 또한 상기 성분의 강괴는 열간 압연 후 또는 압하율 20% 이하의 냉간 압연 후, 700~(A1점-50)℃로 20초 이상 템퍼링하여 고강도 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 상기 일본 특허는 잔류 오스테나이트 분율의 과다로 인한 지연파괴특성문제를 가지고 있으며 열간 마무리 압연온도와 냉간 압하율 및 소둔열처리 유지시간에서 본 발명의 제조방법과 차이가 있으며 요구하는 기계적 특성에 미치지 못한다. In Japanese Patent Laid-Open No. JP2003-138345, C: 0.06 to 0.2%, Si: 2.0% or less, Mn: 3.0 to 7.0% and the balance Fe as components, and the residual austenite is 10% or more and less than 20% by volume ratio. A high strength steel sheet having a tensile strength of about 30% at 800 MPa is disclosed in which the tempered martensite and tempered bainite have an area ratio of 30% or more. In addition, a method of manufacturing a high strength steel sheet by tempering the steel ingot of the above components after hot rolling or after cold rolling with a rolling reduction of 20% or less for 20 seconds or more at 700 to (A1 point -50) ° C is disclosed. The Japanese patent has a problem of delayed fracture characteristics due to excessive residual austenite fraction, and differs from the manufacturing method of the present invention in hot finishing rolling temperature, cold rolling rate, and annealing holding time and does not meet the required mechanical properties.

일본특개평 7-188834호에는 Mn:2~6%를 함유하고, 잔류 오스테나이트를 20% 이상 가지는 고강도 강판이 개시되어 있다. 이 강판은 C:0.1~0.4%, Si:0.5%이하, Mn:2~6%, Al:0.005~0.1%의 성분계를 가지는 열연강판 또는 냉연강판을 800~950℃로 열처리 한 뒤, 공기냉각 또는 그 이상의 냉각속도로 냉각하고, 뒤이어 소둔온도 650~750℃로 1분이상 소둔을 2회 행한 것 또는 열연 후 200~500℃로 권취하고 열연 또는 냉연판에 대해 소둔온도 650~750℃로 1분이상 소둔을 2회 행한 것에 의해 오스테나이트 중에의 합금원소의 농축을 촉진하고 20% 이상의 잔류 오스테나이트를 생성한 것이다. Japanese Patent Laid-Open No. 7-188834 discloses a high strength steel sheet containing Mn: 2 to 6% and having 20% or more of retained austenite. This steel sheet is air-cooled after heat-treating hot-rolled or cold-rolled steel sheet having a component system of C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.5% or less, Mn: 2 to 6%, and Al: 0.005 to 0.1% at 800 to 950 ° C. Or after cooling at a higher cooling rate, followed by annealing twice at an annealing temperature of 650 to 750 ° C. for at least 1 minute, or after hot rolling, wound at 200 to 500 ° C. and annealing temperature of 650 to 750 ° C. for a hot rolled or cold rolled plate. By performing annealing twice or more for two minutes, the concentration of the alloying element in the austenite is promoted and 20% or more of retained austenite is produced.

그러나 상기 일본 특허는 20% 이상의 잔류 오스테나이트를 함유함으로써 드로잉시 마르텐사이트로의 변태로 인한 지연파괴 현상이 발생하며, C의 함량범위가 높아 점용접특성이 열위에 있다는 문제가 있다.However, the Japanese patent has a problem of delayed fracture due to transformation to martensite during drawing by containing more than 20% of retained austenite, and there is a problem that the spot welding characteristics are inferior due to the high content range of C.

일본공개특허 JP2006-207018에서는 C: 0.10～0.25%, Si: 1.0～3.0%, Mn: 1.0～3.5%, P: 0.15%이하, S: 0.02%이하, Al: 1.5%이하의 성분계를 가지면서 인장 강도가 1180MPa 이상인 내지연파괴특성이 우수한 강이 개시되어 있다. 이 강판은 잔류 오스테나이트의 형상을 제어한 것이 주된 기술로서 잔류 오스테나이트 결정립의 장축/단축비가 5 이상, 결정립의 평균 단축길이: 1 ㎛ 이하, 결정립간의 최인접 거리: 1 ㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.Japanese Patent Application Publication JP2006-207018 discloses a component system of C: 0.10 to 0.25%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.15% or less, S: 0.02% or less, and Al: 1.5% or less. A steel having excellent delayed fracture resistance with a tensile strength of 1180 MPa or more is disclosed. Mainly controlling the shape of the retained austenite, the steel sheet has a major axis / short ratio of residual austenite grains of 5 or more, an average shortening length of grains of 1 µm or less, and a closest distance between grains of 1 µm or less. .

상기 일본특허에서는 수소지연파괴특성의 개선을 위해 Al함량을 0.2%이상 첨가하고, Cr을 포함하고 있지 않으며, 열연판의 미세조직을 명확하게 규정하고 있지 않은 문제가 있다.In the Japanese patent, there is a problem in that the Al content is added 0.2% or more, the Cr is not included, and the microstructure of the hot rolled sheet is not clearly defined in order to improve the hydrogen delayed fracture characteristics.

일본공개특허 JP2008-127581에서도 유사한 기술을 개시하고 있는데, 상기 일본특허에서는 인장강도가 980MPa 이상인 강이 C: 0.25 ~ 0.60%, Si: 1.0 ~ 3.0%, Mn: 1.0 ~ 3.5%, Al: ≤ 1.5%, S: ≤ 0.02%, P: ≤ 0.15%, Cr: 0.003 ~ 2.0%와 같은 성분으로 구성된 것을 특징으로 하며 일본공개특허 JP2006-207018에서와 동일하게 잔류 오스테나이트 조직의 장축/단축비에 대해 규정하고 있다. 그러나, 상기 특허에서는 C의 함량이 높아 점용접특성이 열위하며 Al의 함량이 높다. 또한, 제조공정에 있어서도 열간압연후 권취온도나 열연판의 미세조직을 명확하게 규명하고 있지 않다.Japanese Laid-Open Patent Publication JP2008-127581 discloses a similar technique. In the Japanese patent, steel having a tensile strength of 980 MPa or more has C: 0.25 to 0.60%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.0 to 3.5%, and Al: ≤ 1.5. %, S: ≤ 0.02%, P: ≤ 0.15%, Cr: 0.003 to 2.0%, characterized in that for the long axis / shortening ratio of the retained austenite tissue as in Japanese Patent Laid-Open No. JP2006-207018 It is prescribed. However, the patent has a high content of C and inferior spot welding properties and high content of Al. Moreover, also in the manufacturing process, the coiling temperature after hot rolling and the microstructure of a hot rolled sheet are not clearly identified.

상기 종래의 기술들은 주로 강도와 연성을 동시에 증가하기 위해 잔류 오스 테나이트 함량을 증가시키는 것에 주안점을 두고 개발되었으나, 잔류 오스테나이트 함량이 증가함에 따라 지연파괴의 발생가능성이 높아지는데 대해서는 대처하기 위하여 Al을 첨가하거나 잔류 오스테나이트 조직의 형태를 제어하는 기술을 도입하였다. 하지만, 이와 같은 방법은 근본적으로 내지연파괴특성을 개선할 수 없으며 동시에 높은 C함량으로 점용접성이 열위하다는 문제점을 안고 있다.The conventional techniques were mainly developed to increase the residual austenite content in order to simultaneously increase the strength and the ductility, but to cope with the possibility of delayed fracture increase as the residual austenite content increases. Techniques were added to control the morphology of residual austenite tissue. However, this method has a problem in that the delayed fracture resistance cannot be fundamentally improved, and at the same time, the spot weldability is inferior due to the high C content.

한편, 고강도를 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판은 다량의 합금성분을 포함하고 있어서 국부적으로 편석현상을 나타내어 국부적인 미세조직의 편차와 재질편차가 심하고 이로인해 제조과정에서 균열발생이 심한 문제가 있다. 특히, 냉간압연 중 에지(Edge)부위에 균열이 발생하여 생산성을 악화시키는 문제가 있다. On the other hand, cold rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet having a high strength has a large amount of alloying components, causing local segregation, causing local microstructure variation and material deviation, which causes severe cracking in the manufacturing process. . In particular, there is a problem in that cracks occur in the edge part during cold rolling, thereby deteriorating productivity.

따라서 냉간압연시 에지(Edge)부위의 균열발생을 방지하면서 강도와 연성을 유지하면서 점용접성 및 내지연파괴특성을 향상시킬 수 있는 기술이 요구되고 있는 실정이다.Therefore, there is a demand for a technology that can improve spot weldability and delayed fracture resistance while maintaining strength and ductility while preventing cracks at edges during cold rolling.

본 발명은 자동차의 구성품 중 범퍼 보강재 또는 도어내의 충격흡수재 및 각종 강도 보강용 부품에 주로 사용되는 초고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 냉간압연 중 에지(Edge)부위에 균열이 발생하여 생산성을 악화시키는 문제를 해결하고, 성분 제어 및 열처리방법을 개선함으로써 고강도 고연성의 특성을 가지면서 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판, 이에 용융아연도금층을 포함하는 냉연강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다. The present invention relates to an ultra-high strength cold rolled steel sheet and a hot-dip galvanized steel sheet mainly used for bumper reinforcement materials or shock absorbers in doors, and various strength reinforcement parts among automotive components, and more particularly, edge parts during cold rolling. A cold-rolled steel sheet having a high strength and high ductility characteristics and excellent spot welding characteristics and delayed fracture characteristics by solving cracking problems caused by cracking and degrading productivity, and improving component control and heat treatment methods, comprising a hot dip galvanized layer It relates to a cold rolled steel sheet and a method of manufacturing the same.

본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하, Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며 미세조직은 잔류 오스테나이트 분율 3~5%, 베이나이트 분율 25~55%, 마르텐사이트 분율 5% 이하를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판을 제공한다.In the present invention, by weight%, C: 0.02-0.22%, Si: 2.5-4.0%, Mn: 2.5-3.5%, Al: 0.02% or less, Cr: 0.01-0.1%, P: 0.02% or less, Ti: 0.005 ~ 0.02%, B: 5 ~ 20ppm, Sb: 0.01 ~ 0.03%, S: 0.008% or less, N: 0.006% or less, the remainder is composed of Fe and unavoidable impurities, and the microstructure has a residual austenite fraction of 3 ~ It provides a cold rolled steel sheet having excellent spot welding properties and delayed fracture resistance including 5%, bainite fraction 25-55%, martensite fraction 5% or less.

또한 본 발명은 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;In another aspect, the present invention comprises the steps of heating the steel slab that satisfies the composition to a temperature range of 1150 ~ 1250 ℃ hot finish rolling in a temperature range of 880 ~ 920 ℃;

상기 열간압연된 열연강판을 1초 이내에 냉각을 개시하여 10~30℃/sec의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온 도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후에 권취하여 상온까지 냉각하는 단계;Start the cooling of the hot rolled hot rolled steel sheet within 1 second and the temperature range below the bainite transformation start temperature (Bs) at martensite transformation start temperature (Ms) + 20 ° C or more at a cooling rate of 10 to 30 ° C / sec. Cooling to room temperature and then winding up to room temperature;

상기 권취한 후 냉각한 열연강판을 산세한 후 냉간압하율 20~60%의 범위로 냉간압연하는 단계;Pickling the cooled hot rolled steel sheet after the winding and cold rolling in a cold rolling reduction of 20 to 60%;

상기 냉간압연한 냉연강판을 720~880℃의 온도에서 60초 이상 연속소둔한 다음, 10~200℃/sec의 속도로 냉각후 250~350℃의 온도에서 60초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 단계를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판의 제조방법을 제공한다.The cold rolled cold rolled steel sheet continuously annealed at a temperature of 720 ~ 880 ℃ 60 seconds or more, and then cooled at a rate of 10 ~ 200 ℃ / sec and then maintained at a temperature of 250 ~ 350 ℃ 60 seconds or more and finally cooling It provides a method for producing a cold-rolled steel sheet having excellent spot welding properties and delayed fracture resistance including.

본 발명에 의하면 인장강도 780~1300MPa, 연신율 12% 이상을 가지면서, 낮은 C 함량으로 점용접 특성을 개선하고, 특히 Al의 첨가를 최소화하면서, 지연파괴가 발생하지 않도록 3~5%의 잔류 오스테나이트 분율을 유지할 수 있도록 개선한 냉연강판 및 용융 아연도금강판을 제공할 수 있다. 또한, 고강도를 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판은 다량의 합금성분을 포함하고 있어서 국부적으로 편석현상을 나타내어 냉간압연 중 Edge부위에 균열이 발생하여 생산성을 악화시키는 문제를 해결할 수 있다. 이를 통하여 자동차 보강재 및 충격흡수재 등의 가공용도 뿐만 아니라, 일반적인 수준의 드로잉 가공이 가능하기 때문에 500MPa급 수준의 강판이 사용되는 일부 부품에 대체 사용될 수 있으며, 결과적으로 자동차 차체의 안정성 및 경량화 효과를 기대할 수 있다.According to the present invention has a tensile strength of 780 ~ 1300MPa, elongation of 12% or more, improve the spot welding properties with a low C content, in particular, while minimizing the addition of Al, 3 to 5% residual auster to prevent delayed fracture It is possible to provide an improved cold rolled steel sheet and hot dip galvanized steel sheet to maintain the nit fraction. In addition, the cold rolled steel sheet and the hot-dip galvanized steel sheet having a high strength may contain a large amount of alloying components, causing local segregation, so that cracks may be generated at the edges during cold rolling, thereby degrading productivity. Through this, not only the processing of automobile reinforcement and shock absorber, but also general drawing process is possible, so it can be used to replace some parts using 500MPa grade steel plate, and as a result, the stability and light weight of automobile body can be expected. Can be.

이하 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail.

먼저, 본 발명의 냉연강판의 성분범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%). First, the component range of the cold-rolled steel sheet of the present invention will be described in detail (hereinafter, by weight).

본 발명의 냉연강판은 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하, Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하, Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성된다.Cold rolled steel sheet of the present invention by weight, C: 0.02 ~ 0.22%, Si: 2.5 ~ 4.0%, Mn: 2.5 ~ 3.5%, Al: 0.02% or less, Cr: 0.01 ~ 0.1%, P: 0.02% or less, Ti: 0.005 to 0.02%, B: 5 to 20 ppm, Sb: 0.01 to 0.03%, S: 0.008% or less, N: 0.006% or less, and the rest is composed of Fe and inevitable impurities.

탄소(C)의 함량은 0.02~0.22%로 한다. 탄소는 고강도 TRIP강에서 가장 중요한 성분으로 강도 및 연성에 밀접한 관계를 갖는다. 탄소는 TRIP강에서 잔류 오스테나이트 분율과 안정화에 영향을 미치는데, 탄소의 함량이 높을수록 잔류 오스테나이트의 분율이 증가하고 안정성도 향상된다. 그러나 C의 함량이 0.02% 미만이면 잔류 오스테나이트가 거의 형성되지 않아 강도와 연성을 동시에 향상시킬 수 없다. 따라서, 0.02%이상의 탄소함량이 필요하며 바람직하게는 0.06%이상의 탄소가 함유되어야 고강도 TRIP강 제조가 용이하다. 또한, 탄소함량이 0.22%를 초과하면 인장강도 980MPa이상의 초고강도 TRIP강 제조가 용이하지만 점용접시 너깃(Nugeet) 부위와 주변조직과의 불균일성이 커지고 용접부 경도차이가 커져서 용접강도가 현저히 저하되는 단점이 있으므로 C의 범위를 0.02~0.22%로 제한한다.The content of carbon (C) is 0.02 to 0.22%. Carbon is the most important component in high strength TRIP steel and has a close relationship with strength and ductility. Carbon affects the residual austenite fraction and stabilization in TRIP steel. The higher the carbon content, the higher the fraction of retained austenite and the better the stability. However, if the C content is less than 0.02%, residual austenite is hardly formed, and thus strength and ductility cannot be improved at the same time. Therefore, a carbon content of 0.02% or more is required, and preferably 0.06% or more of carbon should be contained to facilitate the manufacture of high strength TRIP steel. In addition, if the carbon content exceeds 0.22%, it is easy to manufacture ultra-high strength TRIP steel with a tensile strength of 980 MPa or more, but the weld strength is significantly reduced due to the large unevenness between the nugget area and the surrounding tissue during spot welding and the hardness difference of the welded part. Therefore, limit the range of C to 0.02 ~ 0.22%.

규소(Si)의 함량은 2.5~4.0%로 한다. Si는 탄화물 형성을 억제하여 변태유기소성(TRIP)을 유도하는데 필수적인 고용 탄소량을 확보하는 역할을 한다. 또한 Si 는 제강시 개재물의 부상분리를 원활하게 하고 용접시 용접금속의 유동성 증가를 위하여 첨가한다. Si의 양이 2.5% 이상에서는 저탄소 TRIP강에서 탄화물 형성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정성에 기여하게 되고, 4.0%를 초과하게 되면 열연 스케일을 유발시키며, 젖음성이 크게 악화되어 도금성이 나빠지고 용접성도 열화되는 특성이 있으므로 그 함량을 2.5~4.0%로 제한한다.The content of silicon (Si) is 2.5 to 4.0%. Si plays a role in securing the amount of solid carbon which is essential for inhibiting carbide formation and inducing transformation organic plasticity (TRIP). In addition, Si is added to facilitate floating separation of inclusions during steelmaking and to increase the fluidity of the weld metal during welding. If the amount of Si is 2.5% or more, it suppresses carbide formation in low carbon TRIP steel, contributing to the stability of residual austenite, and when it exceeds 4.0%, it causes hot rolled scale, and the wettability is greatly deteriorated, which causes poor plating and weldability. Since the deterioration characteristics are limited to 2.5 to 4.0%.

망간(Mn)의 함량은 2.5~3.5%로 한다. 본 발명에서 Mn은 소입성을 증가시키는 효과와 오스테나이트가 형성되는 온도범위를 확장하기 위하여 첨가한다. 또한 Mn은 경화능을 크게하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 생성을 용이하게 하며 강도를 증가시키고, 오스테나이트를 안정화 시키는 성분으로써, 소둔시 형성된 오스테나이트를 쉽게 잔류시키는데 매우 효과적인 원소이다. 탄소의 함량이 적은 본 발명에서 강의 강도를 확보하고 TRIP특성을 확보하기 위해서는 Mn이 2.5%이상 필요하며, 그 함량이 3.5%를 초과하면 용접성이 크게 저하되고 마르텐사이트상이 급격히 증가하여 냉간압연 중 에지(Edge)부위에 균열발생이 심해지는 문제가 있다. 또한, 제강시 슬래그의 조성이 변화하여 내화물 침식이 증가하고 열간압연 전에 가열단계에서 강괴의 표면층 부근에서 입계에 망간산화물을 형성하여 열간압연 후 표면결함을 유발한다. 그리고 열간 압연시 판재의 중앙에 편석대를 형성하면서 개재물을 형성하여 수소취성을 야기시킨다.The content of manganese (Mn) is 2.5 to 3.5%. In the present invention, Mn is added to increase the effect of increasing hardenability and to extend the temperature range in which austenite is formed. In addition, Mn facilitates the formation of low temperature transformation phases such as acicular ferrite and bainite by increasing the hardenability, increases the strength, and stabilizes the austenite, and is very effective for easily retaining austenite formed during annealing. . In the present invention having a low carbon content, Mn is required to be 2.5% or more in order to secure the strength of the steel and to secure the TRIP characteristic, and when the content is more than 3.5%, the weldability is greatly reduced and the martensite phase is rapidly increased to increase the edge during cold rolling. (Edge) There is a problem that the cracking is serious. In addition, the composition of slag changes during steelmaking, increasing the refractory erosion and forming manganese oxide in the grain boundary near the surface layer of the steel in the heating step before hot rolling, causing surface defects after hot rolling. In addition, during hot rolling, a segregation zone is formed at the center of the sheet to form inclusions, thereby causing hydrogen embrittlement.

알루미늄(Al)의 함량은 0.02% 이하(0은 제외)로 한다. 본 발명에서 Al의 첨 가는 제한한다. 일반적으로 Al의 첨가는 잔류 오스테나이트를 안정화 시켜주며 수소취성에 의한 지연파괴특성을 개선시키는데 효과적이다. 하지만, 강내부에 산화개재물을 형성하며 도금특성이 저하될 수 있다. 또한, 슬라브 제조시 고온취성의 원인이 될 수 있으므로 본 발명에서는 Al의 함량을 최소화하여 그 함량을 0.02%이하로 제한한다.The content of aluminum (Al) is 0.02% or less (excluding 0). In the present invention, the addition of Al is limited. In general, the addition of Al stabilizes residual austenite and is effective in improving delayed fracture characteristics by hydrogen embrittlement. However, the oxidation characteristics may be formed in the steel and plating properties may be degraded. In addition, the slab may be a cause of high temperature embrittlement in the present invention to minimize the content of Al to limit the content to less than 0.02%.

크롬(Cr)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 본 발명에서 Cr의 첨가는 소입성 및 강도상승을 목적으로 한다. 특히, 열간압연 직후 냉각중 베이나이트상을 효과적으로 확보하기 용이하여 펄라이트 생성이 억제된다. 0.1%를 초과하여 과도하게 첨가되면 그 효과가 감소하며 강도상승 효과도 작아지게 되고, Cr계 탄화물의 형성으로 입계부식에 의하여 내구성이 열화된다. The content of chromium (Cr) is 0.01 to 0.1%. In the present invention, the addition of Cr aims at increasing the hardenability and strength. In particular, it is easy to effectively secure the bainite phase during cooling immediately after hot rolling, and pearlite formation is suppressed. When excessively added in excess of 0.1%, the effect is reduced and the strength increase effect is also reduced, and durability is degraded by grain boundary corrosion due to the formation of Cr-based carbides.

인(P)의 함량은 0.02% 이하(0은 제외)로 한다. P는 강중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.02%를 초과하면 Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리게 된다. 따라서 P는 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.The content of phosphorus (P) is made 0.02% or less (excluding 0). P is an impurity present in the steel. When the content exceeds 0.02%, P is combined with Mn to form a non-metallic inclusion, thereby greatly reducing the toughness and strength of the steel. Therefore, P is preferably limited to 0.02% or less.

황(S)의 함량은 0.008% 이하(0은 제외)로 한다. S는 강중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.008%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성 및 강도를 크게 떨어뜨리는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.The content of sulfur (S) is 0.008% or less (excluding 0). S is an impurity present in steel, and if its content exceeds 0.008%, it combines with Mn to form a non-metallic inclusion. Therefore, the toughness and strength of steel are greatly reduced. Therefore, the content is limited to 0.008% or less. desirable.

질소(N)의 함량은 0.006% 이하(0은 제외)로 한다. N의 함량은 하기 Ti의 함량에 기인한 것이다. 일반적으로, N은 강중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며, 이러한 효과는 탄소보다 우수하다. 그러나, 한편으로는 강중에 질소의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 적정량의 질소를 강중에 존재시킴으로써, TiN을 형성시켜 재가열과정에서의 결정립 성장을 억제하는 역할을 하게 된다. 상기 N의 함량이 0.006%를 초과하면 인성이 크게 떨어져 가공성이 나빠지는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량을 0.006%이하로 제한하는 것이 바람직하다.The content of nitrogen (N) is made 0.006% or less (excluding 0). The content of N is due to the content of Ti below. In general, N is dissolved in the steel and then precipitates to increase the strength of the steel, which is superior to carbon. However, on the other hand, as the amount of nitrogen in the steel increases, the toughness falls significantly. Therefore, in the present invention, by providing an appropriate amount of nitrogen in the steel, TiN is formed to play a role of suppressing grain growth in the reheating process. If the content of N exceeds 0.006%, toughness is greatly reduced, and workability is deteriorated. Therefore, it is desirable to limit the content to 0.006% or less.

티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.02%로 한다. Ti는 Al 및 B 가 본연의 작용을 할 수 있게 두 원소를 고갈시키는 반응(AlN, BN 형성반응)에 필요한 N을 TiN으로 먼저 형성시켜 고갈시키는 효과를 갖는 성분으로, 0.005% 미만에서는 그러한 역할을 기대하기 힘들며, 0.02%초과에서는 그 효과를 더 이상 기대하기 어렵고 탄화물의 형성이 증가하여 고용탄소의 함량이 감소하기 때문에 그 함량을 0.005~0.02%로 제한한다.The content of titanium (Ti) is 0.005 to 0.02%. Ti is a component that has an effect of depleting N necessary for Ti and Ti depletion (AlN, BN formation reaction) first to deplete two elements so that Al and B can perform their functions. It is difficult to expect, and if it exceeds 0.02%, the effect is hardly expected anymore and the content of carbon dioxide is reduced due to the formation of carbides, so the content is limited to 0.005 ~ 0.02%.

보론(B)의 함량은 5~20ppm으로 한다. B는 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시키는 성분으로 5ppm 이상을 첨가하면 고온에서 오스테나이트 입계에 편석되 어 페라이트 형성을 억제하여 경화능 향상에 기여를 하지만, 20ppm 초과해서 첨가하면 재결정 온도를 상승시켜서 용접성을 열화시킨다.The content of boron (B) is 5 to 20 ppm. B is a component that improves hardenability even when a small amount is added to steel. When 5 ppm or more is added, it is segregated at the austenite grain boundary at high temperature to suppress the formation of ferrite, which contributes to the increase of hardenability. It raises and deteriorates weldability.

안티몬(Sb)의 함량은 0.01~0.03%로 한다. Sb는 적절한 양인 0.01~0.03%를 첨가하면 표면특성을 개선시키나, 0.03%를 초과하여 첨가하면 표면에 농화가 발생하여 표면특성이 오히려 나빠지게 된다. 따라서 본 발명에서는 0.01~0.03%로 한정한다.The content of antimony (Sb) is 0.01 to 0.03%. When Sb is added in an appropriate amount of 0.01 to 0.03%, the surface properties are improved, but when it is added in excess of 0.03%, the surface property becomes thicker and worsens. Therefore, in the present invention, it is limited to 0.01 to 0.03%.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성된다.The remainder is composed of Fe and unavoidable impurities.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, the manufacturing method of the present invention will be described in detail.

본 발명은 상기의 조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 한다. 상기 재가열 온도가 1150℃ 미만인 경우에는 합금원소인 Mn, Si 등이 불균일하게 분포하면서, 이에 따라 형성되는 편석대가 잔존하여 열간압연 중 균열이 발생할 수 있으며 제품의 재질편차가 발생하기 쉬우며 특히, Mn의 함량이 높은 영역에서는 마르텐사이트 변태가 촉진되어 미세균열이 발생하기 쉬우므로 냉간압연시 Edge부위 균열뿐만 아니라 중심부에서도 균열이 발생할 수 있다. 또한, 1250℃를 초과하면 표층부의 Mn, Si 등의 성분의 농화가 심하게 발생하며 표층부 산화물 형성에 의한 결함이 증가하고 도금시 젖음성이 저하하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명강의 재가열 온도는 1150~1250으로 제한한다. The present invention is to heat the steel slab that satisfies the above composition to a temperature range of 1150 ~ 1250 ℃, hot finish rolling in a temperature range of 880 ~ 920 ℃. When the reheating temperature is less than 1150 ℃, the alloying elements Mn, Si, etc. are unevenly distributed, the segregation zone formed according to this may remain, so that cracks may occur during hot rolling, and material deviation of the product is easy to occur. In the region with high Mn content, martensite transformation is promoted and microcracking is likely to occur. Therefore, cracking may occur not only at the edge part but also at the center part during cold rolling. In addition, when the concentration exceeds 1250 ° C., the thickening of components such as Mn and Si of the surface layer occurs severely, and defects due to surface layer oxide formation increase, and wettability during plating decreases. Therefore, the reheating temperature of the inventive steel is limited to 1150-1250.

열간압연한 직후 냉각을 1초이내에 개시하여 10~30℃/sec 범위의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후에 권취하여 상온까지 냉각한다.Cooling is started within 1 second immediately after hot rolling and cooled from the martensite transformation start temperature (Ms) + 20 ° C to the bainite transformation start temperature (Bs) or less at a cooling rate in the range of 10 to 30 ° C / sec. It is then wound up and cooled to room temperature.

상기와 같은 열간압연 이후의 냉각조건의 규정은 열간압연판의 미세조직을 페라이트상과 베이나이트상의 복합상으로 제어하기 위함이다. 통상적인 TRIP강 및 고강도강의 제조에 있어서 열간압연판의 미세조직을 규정하지 않고 있으며 일반적으로는 페라이트와 펄라이트 조직을 가지며, 이러한 열간압연 조직에 대해 냉간압연 및 소둔열처리를 한다. The provision of the cooling conditions after the hot rolling as described above is to control the microstructure of the hot rolled plate into a composite phase of ferrite phase and bainite phase. In the manufacture of conventional TRIP steel and high-strength steel, the microstructure of the hot rolled sheet is not specified and generally has ferrite and pearlite structures, and the hot rolled structure is subjected to cold rolling and annealing heat treatment.

그러나 본 발명에서는 열간압연판의 미세조직을 페라이트와 베이나이트로 한정하며 이에 따라 냉각조건을 전술한 바와 같이 규정함으로써 다양한 장점이 있음을 확인하였다. 특히, 열간압연판의 펄라이트 상이 존재하면 소둔 가열 중 조대한 탄화물이 펄라이트상 내부에서 성장하여 소둔시 오스테나이트 변태를 지연시켜 충분한 잔류 오스테나이트를 형성시키기 곤란한 문제가 있다. 그러나 본 발명에서와 같이 열간압연판에 베이나이트상이 존재하면 미세한 탄화물이 소둔 가열 중 쉽게 고용되어 소둔시 오스테나이트 변태의 지연이 없이 균일하게 분포하게 할 수 있다. 또한 강중 마르텐사이트상이 존재하거나 조대한 세멘타이트를 포함한 펄라이트 상이 존재하면 이들 상과 기지조직인 페라이트상간 경계부위에서 균열이 발생하기 쉬운 상태가 된다. 특히, 냉간압연시 압연판의 에지(Edge)부위에 균열이 발생하기 쉽다. 따라서, 열간압연판의 미세조직을 페라이트와 베이나이트로 한정하며 이에 따라 냉각조건을 전술한 바와 같이 규정하였고, 그 이유는 다음과 같다.However, in the present invention, it is confirmed that the microstructure of the hot rolled plate is limited to ferrite and bainite, and accordingly, the cooling conditions are defined as described above, thereby providing various advantages. In particular, when the pearlite phase of the hot rolled sheet is present, coarse carbides grow inside the pearlite phase during annealing heating, thereby delaying austenite transformation during annealing, thereby making it difficult to form sufficient retained austenite. However, if the bainite phase is present in the hot rolled plate as in the present invention, fine carbides may be easily dissolved during annealing heating, and thus uniformly distributed without delay of austenite transformation during annealing. In addition, if there is a martensite phase in the steel or a pearlite phase containing coarse cementite, cracks are likely to occur at the boundary between these phases and the ferrite phase, which is a matrix structure. In particular, cracks are liable to occur at edges of the rolled sheet during cold rolling. Therefore, the microstructure of the hot rolled plate is limited to ferrite and bainite, and thus cooling conditions are defined as described above, and the reason is as follows.

상기 열간압연한 직후 1초이내에 냉각을 개시하여야 연속냉각 중 펄라이트상 발생을 억제할 수 있다. 또한 냉각속도가 10℃/sec미만이면 연속냉각 중 펄라이트상이 발생할 수 있으며 30℃/sec이상이면 페라이트 변태가 거의 발생하지 않아 강이 냉간압연 중 에지(Edge)부위에서의 균열이 발생하기 쉽다. Cooling must be started within 1 second immediately after the hot rolling to suppress the generation of pearlite phase during continuous cooling. In addition, if the cooling rate is less than 10 ℃ / sec may be a pearlite phase during continuous cooling, if more than 30 ℃ / sec ferrite transformation hardly occurs, the steel is easily cracked at the edge (edge) during cold rolling.

권취온도는 마르텐사이트 상이 발생하지 않고 베이나이트 상이 충분히 발생할 수 있도록 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위로 결정한다. The coiling temperature is determined to be a temperature range below the bainite transformation start temperature (Bs) above the martensite transformation start temperature (Ms) + 20 ° C. so that the martensite phase does not occur and the bainite phase is sufficiently generated.

또한, 전술한 바와 같이 본 발명강은 열간압연 및 냉각, 권취가 종료된 상태에서 페라이트상과 베이나이트상 만이 존재해야 한다. 하지만 베이나이트상과 마르텐사이트상을 기술적으로 구분하기 용이하지 않으므로 본 발명에서는 열간압연강판의 미세조직을 페라이트상과 베이나이트상으로 한정하는 동시에 열간압연강판의 국부적인 경도값의 편차를 Micro Vickers 경도값으로 100이하인 것으로 한정한다. 이 는 페라이트상과 베이나이트상과의 경도값 편차가 100이하로 나타나는 반면에, 경도값의 차이가 큰 페라이트상과 마르텐사이트상 및 페라이트상과 펄라이트상은 냉간압연시 각 상간 경계부위에서 미세한 균열이 발생하기 쉽기 때문이다. In addition, as described above, the steel of the present invention should have only a ferrite phase and bainite phase in a state where hot rolling, cooling, and winding are completed. However, since it is not easy to technically distinguish the bainite phase and martensite phase, in the present invention, the microstructure of the hot rolled steel sheet is limited to the ferrite phase and the bainite phase. The value is limited to 100 or less. The hardness variation between the ferrite phase and the bainite phase is less than 100, whereas the ferrite phase, the martensite phase, and the ferrite phase and the pearlite phase, which have large difference in hardness value, generate fine cracks at the boundary between phases during cold rolling. It is easy to do.

상기 권취된 열연강판을 상온까지 냉각하고 산세한 후 냉간압하율이 20~60%의 범위로 냉간압연한다. 냉간압하율이 20% 미만에서는 냉간압연에 의한 두께 감소효과가 작고, 60% 초과에서는 압연부하가 증가하여 압연이 어렵고 에지(Edge)부위 균열발생 가능성도 높기 때문에 냉간압하율을 20~60%로 제한하였다. After the wound hot rolled steel sheet is cooled to room temperature and pickled, cold rolling is cold rolled in a range of 20 to 60%. If the cold rolling rate is less than 20%, the thickness reduction effect due to cold rolling is small. If the cold rolling rate is higher than 60%, the rolling load is increased, so that it is difficult to roll and the edge cracking is likely to occur. Limited.

상기 냉간압연한 냉연강판을 720~880℃의 온도에서 60초 이상 연속소둔한다. 연속소둔에 적용할 수 있는 시간은 바람직하게는 1~3분 정도이며 빠른 C, Mn의 분배반응이 필요하기 때문에 C, Mn의 확산속도가 빠른 720~880℃ 온도역을 소둔온도로 설정한다. 소둔중에는 오스테나이트가 형성되어야 한다. 따라서 720℃ 미만에서는 강도 및 연성 증대를 위한 오스테나이트의 안정화에 필요한 탄소량의 확보가 어렵고 오스테나이트 변태분율이 너무 작아서 충분한 TRIP특성을 확보하기 어렵다. 또한 880℃ 초과에서는 Si성분원소의 확산이 촉진되기 때문에 탄화물 석출을 억제하지 못하여 오스테나이트 안정성 확보가 어렵다. 따라서 소둔온도를 720~880℃로 한정하였으며 소둔시간은 소둔온도에서 평형상태를 얻기 위해 필요한 시간으로 60초 이상 유지하면 그 온도범위에서 오스테나이트가 평형상태에 충분히 도달할 수 있다.The cold rolled cold rolled steel sheet is continuously annealed for at least 60 seconds at a temperature of 720 ~ 880 ℃. The time that can be applied to continuous annealing is preferably about 1 to 3 minutes, and fast distribution of C and Mn is required, so the temperature range of 720 to 880 ° C. with a fast diffusion rate of C and Mn is set to an annealing temperature. Austenite should be formed during annealing. Therefore, below 720 ° C., it is difficult to secure the amount of carbon necessary for stabilizing austenite for increasing strength and ductility, and the austenite transformation fraction is too small to secure sufficient TRIP characteristics. In addition, since the diffusion of the Si component element is promoted above 880 ° C, carbide deposition cannot be suppressed and it is difficult to secure austenite stability. Therefore, the annealing temperature is limited to 720 ~ 880 ℃, and the annealing time is the time necessary to obtain the equilibrium state at the annealing temperature, if it is maintained for 60 seconds or more, the austenite can reach the equilibrium state sufficiently in the temperature range.

소둔열처리가 완료된 다음 초당 10~200℃(10~200℃/sec)의 속도로 냉각 후 250~350℃의 온도에서 60초 이상 유지한 후 최종 냉각하여 냉연강판을 제조한다. 본 발명에서는 C의 함량이 낮아서 소둔 열처리후 10℃/sec 미만의 냉각속도로 천천히 냉각되면 오스테나이트 상이 페라이트 상 또는 베이나이트 상으로 쉽게 변태하여 잔류오스테나이트 상 분율을 얻을 수 없으며 200℃/sec 보다 높은 냉각속도로 냉각되면 잠열이 심하게 발생하여 250~350℃범위로 안정적으로 냉각하기 어렵고 마르텐사이트상의 발생이 증가하여 잔류오스테나이트 상을 확보하기 곤란하다. After the annealing heat treatment is completed, after cooling at a rate of 10 ~ 200 ℃ (10 ~ 200 ℃ / sec) per second and then maintained at a temperature of 250 ~ 350 ℃ for 60 seconds or more to prepare a cold rolled steel sheet. In the present invention, when the content of C is low and slowly cooled at a cooling rate of less than 10 ° C./sec after annealing heat treatment, the austenite phase is easily transformed into a ferrite phase or bainite phase and thus a residual austenite phase fraction is not obtained, but is less than 200 ° C./sec. When cooled at a high cooling rate, latent heat is severely generated, making it difficult to stably cool in the range of 250 to 350 ° C., and the occurrence of martensite phase increases, making it difficult to secure residual austenite phase.

또한 소둔 및 냉각후 250℃ 미만의 온도에서 유지할 경우 잔류 오스테나이트 상 형성이 이루어지지 않고 마르텐사이트 상이 증가하며 350℃를 초과한 온도에서 유지될 경우 베이나이트상의 형성으로 잔류 오스테나이트 상 형성이 감소하는 문제가 있다. 또한, 상기 제안된 온도범위에서 60초 미만으로 유지될 경우 형성된 잔류 오스테나이트가 불안정하여 외부의 매우 작은 변형으로도 쉽게 마르텐사이트 변태하는 문제가 있다. In addition, the residual austenite phase is not formed when maintained at a temperature below 250 ° C. after annealing and cooling, and the martensite phase is increased. When the temperature is maintained above 350 ° C., the formation of bainite phase reduces the formation of residual austenite phase. there is a problem. In addition, the residual austenite formed is unstable when maintained for less than 60 seconds in the proposed temperature range, thereby easily causing martensite transformation even with a very small deformation of the outside.

또한, 상기의 방법에 의하여 제조된 냉연강판에 통상의 방법에 따라 용융아연도금하여 용융아연도금강판을 제조할 수도 있다. In addition, hot-dip galvanized steel sheet may be manufactured by hot-dip galvanizing the cold-rolled steel sheet produced by the above method according to a conventional method.

이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다. Hereinafter, the microstructure of the present invention will be described in detail.

본 발명의 미세조직은 크게 두가지의 특징을 갖는다. 첫 번째로 본 발명의 냉연강판을 제조하는 중간단계로서 열연강판은 열간압연 직후에 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위에서 권취되는 것을 특징으로 하고 있으며 그 결과 열간압연판의 미세조직은 10~30%의 페라이트상과 70%이상의 베이나이트상으로 구성된다.The microstructure of the present invention has two main features. Firstly, as an intermediate step of manufacturing the cold rolled steel sheet of the present invention, the hot rolled steel sheet is wound in the temperature range below the bainite transformation start temperature (Bs) at the martensite transformation start temperature (Ms) + 20 ° C. immediately after hot rolling. As a result, the microstructure of the hot rolled plate is composed of 10 ~ 30% ferrite phase and 70% or more bainite phase.

이후 냉간압연 후 소둔열처리 과정에서 베이나이트상의 미세한 탄화물은 쉽게 재고용되어 이후 발생하는 오스테나이트 변태과정의 지연이 없게 되며 고르게 분산된 미세 탄화물 주변에서 오스테나이트상이 우선 변태하므로 균일한 변태가 가능하며 변태된 오스테나이트상의 평균직경이 10㎛이하로 미세하게 할 수 있다. 따라서, 소둔 완료 후 최종 미세조직에 있어서 잔류 오스테나이트상의 분포 및 기타 미세조직의 형성이 매우 균일한 특징을 가지며 평균 결정립의 크기가 5㎛이다. 이에 비해 열간압연판에 펄라이트상이 존재하면 소둔가열 중에 펄라이트상에서 조대한 탄화물이 형성되며 이는 소둔 중에도 오랫동안 고용되지 못하고 잔류하여 오스테나이트 변태를 지연시키거나 불균일한 분포를 가져오게 되어 소둔후 미세조직이 다소 불균일하게 형성된다.After the cold rolling after the annealing heat treatment, the fine carbide phase of the bainite phase is easily re-used so that there is no delay in the subsequent austenite transformation process. The average diameter of the austenite phase can be made finer than 10 mu m. Therefore, in the final microstructure after completion of the annealing, the distribution of the residual austenite phase and the formation of other microstructures are very uniform, and the average grain size is 5 µm. In contrast, the presence of a pearlite phase in a hot rolled sheet forms coarse carbides in the pearlite phase during annealing heating, which cannot be dissolved for a long time during annealing, resulting in delayed austenite transformation or uneven distribution, resulting in a slight microstructure after annealing. It is formed unevenly.

두 번째 특징은 낮은 잔류 오스테나이트 분율과 미세하고 균일한 등축정의 미세조직이다. 본 발명의 강판은 탄소의 함량을 0.02~0.22중량%로 제한하고 있다. 이는 0.22Wt% 이상의 높은 탄소 함량이 높은 잔류 오스테나이트 분율을 확보하여 고강도와 고연성을 얻기 용이한 특징이 있지만 점용접특성을 악화시키고 동시에 가 공 후 마르텐사이트 상의 증가에 의한 잔류응력 증가 및 지연파괴 발생을 가져오는 문제가 있기 때문이다. 따라서, 본 발명의 강판은 낮은 탄소의 함량과 열연 직후 냉각조건 및 소둔후 열처리 방법의 개선으로 잔류 오스테나이트상의 분율이 3~5%로 일정한 것을 특징으로 하며 평균 결정립도가 5㎛이하로 외부에서 주어진 가공 및 변형에너지를 고르게 분산시켜 내부에서 발생하는 잔류응력을 최소화하게 된다.The second feature is the low residual austenite fraction and the fine, uniform equiaxed microstructure. In the steel sheet of the present invention, the carbon content is limited to 0.02 to 0.22% by weight. It has a high carbon content of more than 0.22Wt% and retains a high austenite fraction, which makes it easy to obtain high strength and high ductility. However, it deteriorates the spot welding properties and at the same time increases the residual stress and delayed fracture due to an increase in the martensite phase after processing. This is because there is a problem that causes an occurrence. Therefore, the steel sheet of the present invention is characterized in that the fraction of the retained austenite phase is constant at 3 to 5% due to the low carbon content, the improvement of the cooling condition immediately after hot rolling, and the annealing method after annealing. By evenly distributing the processing and strain energy, the residual stress generated inside is minimized.

본 발명의 냉연강판 및 용융아연도금층을 포함하는 강판은 780~1300MPa의 인장강도를 만족하고, 동시에 12%이상의 연신율을 갖는다. The steel sheet including the cold rolled steel sheet and the hot dip galvanized layer of the present invention satisfies the tensile strength of 780 ~ 1300MPa, and at the same time has an elongation of 12% or more.

이하 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.

[실시예][Example]

하기 표 1에 나타난 성분범위를 갖는 강종을 제조하였다. 1~12까지 12강종은 본 발명의 조성범위를 벗어난 강종이고, 13~17까지의 5강종은 본 발명의 성분범위에 속하는 강종이다. To prepare a steel grade having the component range shown in Table 1. 12 steel grades from 1 to 12 are steel grades outside the composition range of the present invention, and five steel grades from 13 to 17 are steel grades belonging to the component range of the present invention.

구분division [C][C] [Mn][Mn] [Si][Si] [P][P] [S][S] [Al][Al] [Ti][Ti] [Cr][Cr] [B][B] [Sb][Sb] [N][N] 비고Remarks 1One 0.050.05 2.552.55 1.151.15 0.0120.012 0.0030.003 0.0180.018 0.0170.017 0.040.04 0.0010.001 0.020.02 0.0040.004 비교예Comparative example 22 0.090.09 1.781.78 0.060.06 0.0090.009 0.0030.003 0.020.02 0.0150.015 0.040.04 0.0010.001 0.0190.019 0.0040.004 비교예Comparative example 33 0.10.1 2.22.2 1.51.5 0.0090.009 0.0030.003 0.030.03 0.0150.015 0.030.03 0.0010.001 0.0220.022 0.0040.004 비교예Comparative example 44 0.110.11 1.821.82 2.72.7 0.0080.008 0.0030.003 0.020.02 0.0140.014 0.020.02 0.0010.001 0.020.02 0.0050.005 비교예Comparative example 55 0.150.15 1.651.65 1.071.07 0.0120.012 0.0030.003 0.040.04 0.010.01 0.020.02 0.0010.001 0.0210.021 0.0040.004 비교예Comparative example 66 0.170.17 1.481.48 1.521.52 0.010.01 0.0030.003 1.021.02 0.0150.015 0.020.02 0.0010.001 0.0220.022 0.0040.004 비교예Comparative example 77 0.180.18 2.882.88 2.752.75 0.0090.009 0.0030.003 0.0250.025 0.0160.016 0.10.1 0.0010.001 0.0170.017 0.0050.005 비교예Comparative example 88 0.190.19 2.822.82 1.771.77 0.0090.009 0.0030.003 0.050.05 0.0140.014 0.030.03 0.0010.001 0.020.02 0.0040.004 비교예Comparative example 99 0.20.2 1.951.95 3.893.89 0.0120.012 0.0030.003 0.020.02 0.020.02 0.040.04 0.0010.001 0.0250.025 0.0050.005 비교예Comparative example 1010 0.230.23 1.621.62 2.852.85 0.010.01 0.0030.003 0.040.04 0.0140.014 0.020.02 0.0010.001 0.0150.015 0.0040.004 비교예Comparative example 1111 0.240.24 2.442.44 1.561.56 0.0080.008 0.0030.003 0.0320.032 0.0150.015 0.030.03 0.0010.001 0.0220.022 0.0040.004 비교예Comparative example 1212 0.250.25 1.891.89 1.441.44 0.010.01 0.0030.003 0.0250.025 0.0190.019 0.020.02 0.0010.001 0.020.02 0.0040.004 비교예Comparative example 1313 0.080.08 2.822.82 2.872.87 0.0090.009 0.0030.003 0.020.02 0.0150.015 0.030.03 0.0010.001 0.0220.022 0.0040.004 발명예Inventive Example 1414 0.0660.066 2.972.97 3.033.03 0.0080.008 0.0030.003 0.0150.015 0.0190.019 0.030.03 0.0010.001 0.0220.022 0.0040.004 발명예Inventive Example 1515 0.10.1 2.952.95 3.053.05 0.010.01 0.0030.003 0.0180.018 0.020.02 0.040.04 0.0010.001 0.0220.022 0.0050.005 발명예Inventive Example 1616 0.150.15 3.13.1 2.982.98 0.010.01 0.0030.003 0.0190.019 0.0190.019 0.040.04 0.0010.001 0.0290.029 0.0040.004 발명예Inventive Example 1717 0.20.2 2.972.97 3.063.06 0.0120.012 0.0030.003 0.0150.015 0.020.02 0.040.04 0.0010.001 0.0250.025 0.0050.005 발명예Inventive Example

상기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여, 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하였다. 이때 열간압연판의 두께는 약 2.4mm이었다.The steel slab having the composition of Table 1 was heated to a temperature range of 1150 ~ 1250 ℃, hot finish rolling in a temperature range of 880 ~ 920 ℃. At this time, the thickness of the hot rolled sheet was about 2.4mm.

상기 열간압연한 직후 냉각을 1초이내에 개시하여 10~30℃/sec 범위의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후에 권취하여 상온까지 공냉(Air Cooling)하였다. 여기에서 권취온도 범위는 각각의 강조성에 맞게 계산한 Ms와 Bs온도로부터 결정하였으며 계산한 Ms와 Bs 및 실시예에서의 냉각조건과 권취온도를 표2에 나타내었다. 여기에서 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)와 베이나이트 변태개시온도(Bs)는 상용 상변태해석 프로그램인 JMatPro the Materials Property Simulation Package(Public Release Version 4.1, Sente Software Ltd.)를 이용하여 구한다. Cooling is started within 1 second immediately after the hot rolling, and is cooled from the martensite transformation start temperature (Ms) + 20 ° C. to the temperature range below bainite transformation start temperature (Bs) at a cooling rate in the range of 10 to 30 ° C./sec. After winding up, air cooled to room temperature. Here, the winding temperature range was determined from the Ms and Bs temperatures calculated for each emphasis, and the calculated cooling conditions and winding temperatures in the Ms and Bs and the examples are shown in Table 2. Here, the martensite transformation start temperature (Ms) and the bainite transformation start temperature (Bs) are obtained using a commercial phase transformation program, JMatPro the Materials Property Simulation Package (Public Release Version 4.1, Sente Software Ltd.).

발명강종인 13~17강종 중 13-1, 14-1, 15-1, 16-1 및 17-1 강종에 대해서는 본 발명의 권취온도범위로 실시하였고, 13-2, 14-2, 15-2, 16-2 및 17-2 강종에 대해서는 본 발명의 권취온도범위를 벗어나서 실시하였다. 열연판의 미세조직은 광학현미경으로 관찰하였으며 2% Nital 에칭한후 각각 미세조직 분율을 Image Analysis System을 이용하여 분석하여 그 결과를 표 2에 나타내었다. 표2에서 F는 페라이트, P는 펄라이트, B는 베이나이트를 각각 의미한다. The 13-1, 14-1, 15-1, 16-1, and 17-1 steel grades among the 13 ~ 17 steel grades, which were invented steels, were carried out at the winding temperature range of the present invention, and 13-2, 14-2, 15- 2, 16-2 and 17-2 steel grades were carried out outside the winding temperature range of the present invention. The microstructure of the hot rolled sheet was observed by optical microscope, and the microstructure fractions were analyzed by Image Analysis System after 2% Nital etching. The results are shown in Table 2. In Table 2, F means ferrite, P means pearlite, and B means bainite, respectively.

상기 열연판은 권취후 상온까지 냉각하고 염산으로 산세한 후 냉간압하율 50%로 냉간압연하였으며 냉간 압연판의 두께는 약 1.2mm이었다.The hot rolled sheet was cold rolled to room temperature, pickled with hydrochloric acid, cold rolled to 50% cold reduction, and the thickness of the cold rolled sheet was about 1.2 mm.

표2에 나타낸 에지(Edge)부위 균열길이는 냉간압연후에 압연판의 Edge부위에 발생한 균열의 길이로 냉간압연된 압연판 에지부위를 무작위로 선정하여 두께 t/4 위치에서의 미세조직을 2% Nital 에칭액으로 에칭한 후 화상분석기로 측정한 결과이며 길이 100mm 내에서 발생한 가장 길이가 긴 균열을 30개이상 선택한 후 평균한 값으로 하였다. The edge crack length shown in Table 2 is 2% of the microstructure at the thickness t / 4 position by randomly selecting the cold rolled edge of the rolled plate as the length of the crack that occurred on the edge of the rolled plate after cold rolling. The result was measured by an image analyzer after etching with Nital etchant, and was selected as the average value after selecting 30 or more longest cracks generated within 100mm in length.

하기 표 2에 나타난 바와 같이, 조성이 동일하더라도 본 발명의 권취온도 범위를 벗어난 13-2, 14-2, 15-2, 16-2 및 17-2 강종은 냉간압연시 에지(Edge)부의 크랙이 0.05㎜이상 발생하는 것을 관찰할 수 있었다.As shown in Table 2, 13-2, 14-2, 15-2, 16-2, and 17-2 steel grades outside the winding temperature range of the present invention, even if the composition is the same, cracks at the edge part during cold rolling. It was observed that this 0.05 mm or more occurred.

구분division Bs
(℃)Bs
(℃) Ms
(℃)Ms
(℃) 냉각개시시간
(sec)Cooling start time
(sec) 평균냉각속도
(℃/sec)Average cooling speed
(℃ / sec) 권취온도
(℃)Coiling temperature
(℃) 열연판 미세조직Hot Rolled Plate Microstructure Edge부위 균열길이Edge crack length 비고Remarks 1One 533.4533.4 394.0394.0 0.80.8 2020 600600 90%F+10%P90% F + 10% P 0.08mm0.08mm 비교예Comparative example 22 544.8544.8 405.6405.6 0.80.8 2020 600600 60%B+30%F+10%P60% B + 30% F + 10% P 0.12mm0.12mm 비교예Comparative example 33 529.0529.0 384.6384.6 0.80.8 2222 600600 85%F+15%P85% F + 15% P 0.1mm0.1mm 비교예Comparative example 44 541.1541.1 377.5377.5 0.80.8 1515 560560 70%F+20%P+10%B70% F + 20% P + 10% B 0.15mm0.15mm 비교예Comparative example 55 552.7552.7 395.3395.3 0.40.4 2020 500500 60%B+40%F60% B + 40% F 0.02mm0.02mm 비교예Comparative example 66 542.9542.9 387.9387.9 0.80.8 2525 600600 80%F+20%P80% F + 20% P 0.08mm0.08mm 비교예Comparative example 77 493.4493.4 304.3304.3 0.40.4 2020 500500 50%B+20%F+30%P50% B + 20% F + 30% P 0.1mm0.1mm 비교예Comparative example 88 489.2489.2 320.7320.7 0.80.8 1818 560560 60%F+30%P+10%B60% F + 30% P + 10% B 0.09mm0.09mm 비교예Comparative example 99 575.2575.2 319.7319.7 0.40.4 2020 500500 50%B+45%F+5%P50% B + 45% F + 5% P 0.11mm0.11mm 비교예Comparative example 1010 534.0534.0 339.4339.4 0.80.8 2525 600600 50%F+40%P+10%B50% F + 40% P + 10% B 0.08mm0.08mm 비교예Comparative example 1111 498.2498.2 321.6321.6 0.80.8 1717 560560 50%F+50%P 50% F + 50% P 0.14mm0.14mm 비교예Comparative example 1212 518.5518.5 342.5342.5 0.80.8 2020 560560 50%F+50%P50% F + 50% P 0.12mm0.12mm 비교예Comparative example 13-113-1 515.1515.1 343.1343.1 0.40.4 2222 500500 90%B+10%F90% B + 10% F 0.01mm0.01mm 발명예Inventive Example 13-213-2 0.40.4 2222 600600 70%F+30%P70% F + 30% P 0.08mm0.08mm 비교예Comparative example 14-114-1 517.0517.0 339.0339.0 0.60.6 2525 480480 90%B+10%F90% B + 10% F 0.02mm0.02mm 발명예Inventive Example 14-214-2 0.60.6 2525 600600 80%F+20%P80% F + 20% P 0.1mm0.1mm 비교예Comparative example 15-115-1 513.3513.3 327.1327.1 0.60.6 2525 480480 90%B+10%F90% B + 10% F 0mm0 mm 발명예Inventive Example 15-215-2 0.60.6 2525 600600 70%F+30%P70% F + 30% P 0.07mm0.07mm 비교예Comparative example 16-116-1 498.2498.2 303.5303.5 0.40.4 2525 480480 90%B+10%F90% B + 10% F 0mm0 mm 발명예Inventive Example 16-216-2 0.40.4 2525 600600 60%F+40%P60% F + 40% P 0.09mm0.09mm 비교예Comparative example 17-117-1 497.9497.9 289.6289.6 0.40.4 2525 480480 90%B+10%F90% B + 10% F 0.01mm0.01mm 발명예Inventive Example 17-217-2 0.40.4 2525 600600 60%F+40%P60% F + 40% P 0.1mm0.1mm 비교예Comparative example

상기 방법으로 제조된 냉연강판을 다음의 소둔조건으로 연속소둔하였다.The cold rolled steel sheet produced by the above method was continuously annealed under the following annealing conditions.

소둔온도: 800℃Annealing Temperature: 800 ℃

소둔시 유지시간: 90secRetention time during annealing: 90sec

소둔직후 1차 냉각속도: 30℃/sec1st cooling rate immediately after annealing: 30 ℃ / sec

1차 냉각후 유지온도: 300℃Maintaining temperature after the first cooling: 300 ℃

1차 냉각후 유지시간: 300secHolding time after 1st cooling: 300sec

최종 냉각속도: 3℃/secFinal Cooling Rate: 3 ℃ / sec

또한, 발명강종인 13-1, 14-1, 15-1, 16-1 및 17-1 강종에 대하여 1차 냉각 후 유지온도를 본 발명의 범위를 벗어난 400℃로 설정하여 열처리하였으며 이를 각각 13-3, 14-3, 15-3, 16-3 및 17-3 강종으로 표기하였다.In addition, for the steel grades 13-1, 14-1, 15-1, 16-1, and 17-1, the invention steel grades were heat-treated by setting the holding temperature after the first cooling to 400 ° C outside the scope of the present invention. -3, 14-3, 15-3, 16-3 and 17-3 steel grades.

상기와 같은 조건으로 제조된 냉연강판에 대하여 인장강도(Tensile Strength, TS), 연신율(Total Elongation, T-El), 십자인장강도(Cross Tension Strength, CTS), 전단인장강도(Tensile Shear Strength, TSS)를 각각 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 표 3에서 소둔판의 미세조직은 전자주사현미경(FE-SEM JEOL JSM-7001F) 관찰결과의 이미지 분석과 EBSD(Electron Back Scattered Diffractometer, Hikari System, TSL ver 5.2)를 이용한 잔류 오스테나이트 상분석결과를 종합한 결과이다. F는 페라이트상, B는 베이나이트상, M은 마르텐사이트상 그리고 RA는 잔류 오스테나이트상 분율을 각각 의미한다. Tensile Strength (TS), Elongation (T-El), Cross Tension Strength (CTS), Tensile Shear Strength (TSS) ) Was measured and shown in Table 3 below. In Table 3, the microstructure of the annealed plate was analyzed by the image analysis of the electron scanning microscope (FE-SEM JEOL JSM-7001F) and the residual austenite phase analysis using EBSD (Electron Back Scattered Diffractometer, Hikari System, TSL ver 5.2). It is the result of synthesis. F means the ferrite phase, B the bainite phase, M the martensite phase and RA means the residual austenite phase fraction.

표 3에 나타낸 균열발생길이와 발생시기는 지연파괴특성의 평가 결과로서 강판을 원형컵 드로잉 변형한 후 냉수에 침적시켜 파괴현상을 관찰하여 기록한 것이다. 이때 드로잉 변형은 전단가공으로 제조한 직경100mm의 소둔판에 대해 직경이 50mm인 펀치를 이용하였다. 지연파괴특성의 평가는 2주간 실시하였으며 균열길이가 10mm 이상인 것은 파단으로 표기하였다. 기록은 최초 균열발생일 기준으로 하였으며 그 이후 더욱 커진 균열길이에 대해서는 기록하지 않았다.The crack initiation length and timing shown in Table 3 are the results of evaluation of the delayed fracture characteristics, and are recorded by observing the fracture phenomenon by immersing the steel plate in cold cup and depositing it in cold water. In this case, the drawing deformation was performed using a punch having a diameter of 50 mm against an annealing plate having a diameter of 100 mm prepared by shearing. Evaluation of the delayed fracture characteristics was carried out for two weeks, and the crack length of 10 mm or more was marked as fracture. Records were based on the original crack initiation date, and no further crack lengths were recorded thereafter.

표 3에 나타낸 점용접재에 대한 십자인장강도(CTS)와 전단인장강도(TSS) 시험은 60Hz, 단상AC, 최대가압력 60kN인 용접시험기로 냉연강판을 용접하여 하였으며 전극재료는 RWMA Class II(Cu-Cr)를 사용하였으며 형상은 Dome radius type이었다. 전극압력은 3.5kN이었다. 용접시 너깃(Nugget)의 직경은 평균 4.5~5.0mm가 되도록 하였는데 너깃(Nugget)의 직경은 장축과 단축의 평균으로 하였다. 십자인장시험편은 길이 150mm, 폭 45mm의 판상형 시편 2매를 십자형태로 겹쳐서 중앙부를 점용접하여 준비하였다. 또한, 전단인장시험편은 길이 100mm, 폭 30mm의 판상형 시편 2매를 일자형태로 단부의 길이 30mm가 겹쳐지도록 점용접하여 준비하였다.The cross tensile strength (CTS) and shear tensile strength (TSS) tests of the spot welding materials shown in Table 3 were carried out by welding cold rolled steel sheets with a welding tester of 60 Hz, single phase AC, and maximum pressure of 60 kN. The electrode material was RWMA Class II ( Cu-Cr) was used and the shape was Dome radius type. The electrode pressure was 3.5 kN. During welding, the diameter of nugget was averaged 4.5 ~ 5.0mm, and the diameter of nugget was the average of long axis and short axis. A cruciform tensile test piece was prepared by spot welding the center part by overlapping two plate-shaped specimens 150 mm long and 45 mm wide in a cross shape. In addition, the shear tensile test piece was prepared by spot welding two plate-shaped specimens of length 100mm and width 30mm in a straight line so that the length of the ends overlap 30mm.

구분division 소둔판 미세조직 분율 (%)Annealed plate microstructure fraction (%) 균열
발생시기
(경과일)crack
Occurrence
(Past days) 균열
길이
(mm)crack
Length
(mm) TS
(MPa)TS
(MPa) T-El
(%)T-El
(%) TSxT-ElTSxT-El TSS
(kN/spot)TSS
(kN / spot) CTS
(kN/spot)CTS
(kN / spot) CTS/TSSCTS / TSS 비고Remarks FF BB MM RARA 1One 8080 1010 44 66 1414 00 886.0 886.0 22.3 22.3 19757.8 19757.8 13.913.9 5.55.5 0.400.40 비교예Comparative example 22 7575 1515 1010 00 1414 00 840.0 840.0 18.5 18.5 15540.0 15540.0 13.513.5 5.35.3 0.390.39 비교예Comparative example 33 7575 1515 55 55 1414 00 892.0 892.0 23.3 23.3 20783.6 20783.6 15.115.1 4.64.6 0.300.30 비교예Comparative example 44 7878 1717 00 55 1414 00 906.0 906.0 21.0 21.0 19026.0 19026.0 14.314.3 4.84.8 0.340.34 비교예Comparative example 55 7979 1515 00 66 1414 00 895.0 895.0 16.7 16.7 14946.5 14946.5 14.614.6 4.54.5 0.310.31 비교예Comparative example 66 6565 2020 55 1010 88 33 960.0 960.0 18.5 18.5 17760.0 17760.0 15.315.3 4.84.8 0.310.31 비교예Comparative example 77 6363 2525 00 1212 33 55 1058.0 1058.0 19.0 19.0 20102.0 20102.0 15.815.8 2.82.8 0.180.18 비교예Comparative example 88 6161 3030 00 99 55 33 1023.0 1023.0 17.6 17.6 18004.8 18004.8 16.216.2 3.23.2 0.200.20 비교예Comparative example 99 5858 2525 55 1212 33 88 1038.0 1038.0 15.3 15.3 15881.4 15881.4 16.016.0 3.53.5 0.220.22 비교예Comparative example 1010 6565 2020 00 1515 1One 파단Breaking 1018.0 1018.0 18.2 18.2 18527.6 18527.6 15.415.4 5.25.2 0.340.34 비교예Comparative example 1111 5353 3030 55 1212 33 파단Breaking 1045.0 1045.0 14.5 14.5 15152.5 15152.5 16.816.8 2.92.9 0.170.17 비교예Comparative example 1212 7070 2020 00 1010 33 55 990.0 990.0 18.7 18.7 18513.0 18513.0 15.215.2 4.24.2 0.280.28 비교예Comparative example 13-113-1 6767 3030 00 33 1414 00 890.0 890.0 24.5 24.5 21805.0 21805.0 14.314.3 4.94.9 0.340.34 발명예Inventive Example 13-213-2 6868 2525 22 55 1414 00 876.0 876.0 23.6 23.6 20673.6 20673.6 14.014.0 4.84.8 0.340.34 비교예Comparative example 13-313-3 6969 2525 00 66 1414 00 885.0 885.0 23.3 23.3 20620.5 20620.5 14.614.6 4.84.8 0.330.33 비교예Comparative example 14-114-1 6666 3030 00 44 1414 00 996.0 996.0 20.6 20.6 20517.6 20517.6 16.116.1 5.35.3 0.330.33 발명예Inventive Example 14-214-2 7070 2525 00 55 1414 00 953.0 953.0 20.1 20.1 19155.3 19155.3 15.915.9 5.05.0 0.310.31 비교예Comparative example 14-314-3 7373 1919 00 88 1111 33 954.0 954.0 19.5 19.5 18603.0 18603.0 15.515.5 5.45.4 0.350.35 비교예Comparative example 15-115-1 5555 4040 00 55 1414 00 1163.0 1163.0 17.1 17.1 19887.3 19887.3 16.516.5 4.94.9 0.300.30 발명예Inventive Example 15-215-2 5353 4242 00 55 1414 00 1103.01103.0 17.0 17.0 18751.0 18751.0 16.916.9 4.74.7 0.280.28 비교예Comparative example 15-315-3 5353 3535 00 1212 1414 00 1096.01096.0 15.4 15.4 16878.4 16878.4 16.016.0 4.64.6 0.290.29 비교예Comparative example 16-116-1 5050 4545 00 55 1414 00 1225.01225.0 16.3 16.3 19967.5 19967.5 17.917.9 4.34.3 0.240.24 발명예Inventive Example 16-216-2 4545 5050 00 55 1414 00 1236.01236.0 15.0 15.0 18540.0 18540.0 18.018.0 4.24.2 0.230.23 비교예Comparative example 16-316-3 5050 3535 00 1515 55 55 1210.01210.0 14.2 14.2 17182.0 17182.0 17.817.8 4.24.2 0.240.24 비교예Comparative example 17-117-1 4040 5050 55 55 1414 00 1396.01396.0 13.5 13.5 18846.0 18846.0 18.418.4 3.23.2 0.170.17 발명예Inventive Example 17-217-2 4545 4747 33 55 1414 00 1385.01385.0 12.5 12.5 17312.5 17312.5 18.818.8 3.23.2 0.170.17 비교예Comparative example 17-317-3 3535 4545 55 1515 33 66 1410.01410.0 12.0 12.0 16920.0 16920.0 18.518.5 3.13.1 0.170.17 비교예Comparative example

표 3에 나타낸 미세조직의 관찰결과를 보면 발명예의 잔류 오스테나이트 분율이 모두 3~5%의 범위를 만족하는 것을 확인할 수 있고 베이나이트상의 분율이 비교적 높아 고강도를 쉽게 확보할 수 있음을 알 수 있다. 또한, 내지연파괴특성 평가시험 결과 발명예의 경우는 모두 14일 경과일수까지 파괴가 발생하지 않았지만 비교예의 경우에는 몇몇 강을 제외하고 대부분 파괴가 발생하였으며 인장강도 1000MPa이상의 비교예 10, 11강종은 매우 심하게 파괴되었다.From the observation results of the microstructures shown in Table 3, it can be seen that all the retained austenite fractions of the inventive examples satisfy the range of 3 to 5%, and the bainite phase fraction is relatively high, so that high strength can be easily obtained. . In addition, in the case of the delayed fracture characteristics evaluation test, in the case of the invention example, the fracture did not occur until 14 days elapsed, but in the case of the comparative example, most fracture occurred except for some steels. Badly destroyed.

표 3에 나타낸 전단인장강도(TSS)는 강의 인장강도에 비례하여 증가하는 경향을 나타내고 있음을 확인할 수 있으며 십자인장강도(CTS)는 탄소함량에 반비례하여 증가하는 경향을 나타내고 있음을 알 수 있다. 따라서, 이 두 값의 비인 CTS/TSS값은 강의 점용접특성을 나타내는 대표적인 수치로 활용할 수 있다.It can be seen that the shear tensile strength (TSS) shown in Table 3 shows a tendency to increase in proportion to the tensile strength of the steel, and the cross tensile strength (CTS) tends to increase in inverse proportion to the carbon content. Therefore, the CTS / TSS value, which is the ratio of these two values, can be used as a representative value representing the spot welding characteristics of the steel.

도 1에는 발명예의 점용접특성과 내지연파괴특성의 범위를 나타내었으며 도 2에는 인장강도 수준에 따른 점용접특성 (CTS/TSS 값)을 나타내었다. 도 2에서 확인할 수 있듯이 발명예의 CTS/TSS 값의 수준이 비교예에 비해 우위를 차지하고 있음을 알 수 있다. 1000MPa급 이하의 발명예의 CTS/TSS값이 가장 우수한 수준을 나타내고 있지 않은데 우수한 수준을 나타내는 비교예들의 연신율은 표3과 도1에서 알 수 있듯이 발명예에 비해 열위함을 알 수 있다. Figure 1 shows the range of spot welding properties and delayed fracture properties of the invention example, Figure 2 shows the spot welding properties (CTS / TSS value) according to the tensile strength level. As can be seen in Figure 2 it can be seen that the level of the CTS / TSS value of the invention example occupies an advantage over the comparative example. Although the CTS / TSS value of the invention example of 1000 MPa or less does not represent the best level, the elongation of the comparative examples showing the excellent level is inferior to the invention example as shown in Table 3 and FIG. 1.

표 3에 나타낸 인장강도와 연신율값 측정결과를 보면, 발명예의 인장강도와 연신율이 비교예의 기계적 성질에 비해 우수한 결과를 나타내고 있음을 확인할 수 있는데 이는 도 3에서 명확히 확인할 수 있다. 도 3에서 비교예 그룹1은 발명예의 성분범위를 만족하지만 열간압연후 권취온도 조건이 발명범위를 벗어났거나 소둔열처리후 1차냉각 후 유지온도 조건이 발명범위를 벗어난 강을 의미하며 비교예 그룹2는 발명예의 성분범위를 만족하지 못한 비교예이다. 발명예의 성분범위를 만족하지 못한 강들은 인장강도 1100MPa 이상의 특성을 얻지 못하였으며 유사한 인장강도 수준의 강들의 특성을 비교해 볼 때 발명예의 연신율이 비교예들에 비해 우위를 나타내고 있음을 확인할 수 있다.In the tensile strength and elongation value measurement results shown in Table 3, it can be seen that the tensile strength and elongation of the invention example shows excellent results compared to the mechanical properties of the comparative example, which can be clearly seen in FIG. In FIG. 3, Comparative Example group 1 means a steel that satisfies the component range of the inventive example but the coiling temperature condition after the hot rolling is out of the invention range, or the holding temperature condition after the first cooling after the annealing heat treatment is out of the invention range. 2 is a comparative example which did not satisfy the component range of the invention example. Steels that did not satisfy the component range of the invention example did not obtain the properties of tensile strength of more than 1100MPa, and when comparing the properties of the steels of similar tensile strength level it can be seen that the elongation of the invention example is superior to the comparative examples.

따라서, 본 발명의 제조방법에 의해 제조된 발명재는 모두 우수한 점용접성 및 내지연파괴특성을 나타냄을 알 수 있으며 인장강도 780MPa~1300MPa, 연신율 12%이상을 갖는 고강도 고연성 자동차용 판재의 제조에 적용할 수 있다.Therefore, it can be seen that all the inventive materials produced by the manufacturing method of the present invention exhibit excellent spot weldability and delayed fracture resistance, and are applied to the production of high strength high ductility automotive sheet having a tensile strength of 780 MPa to 1300 MPa and an elongation of 12% or more. can do.

도 1은 발명예의 점용접특성과 내지연파괴특성의 범위를 나타낸 그래프이다.1 is a graph showing the range of spot welding characteristics and delayed fracture characteristics of the invention example.

도 2는 발명예와 비교예의 인장강도 수준에 대한 점용접특성(CTS/TSS값)을 나타낸 그래프이다.2 is a graph showing spot welding characteristics (CTS / TSS values) of the tensile strength levels of the invention and comparative examples.

도 3은 발명예와 비교예의 인장강도와 연신율을 나타낸 그래프이다.3 is a graph showing the tensile strength and elongation of the invention and comparative examples.

Claims (7)

중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하(0%는 제외), Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하(0%는 제외), Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하(0%는 제외), N: 0.006%이하(0%는 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며 미세조직은 잔류 오스테나이트 분율 3~5%, 베이나이트 분율 25~55%, 마르텐사이트 분율 5% 이하를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판.By weight%, C: 0.02-0.22%, Si: 2.5-4.0%, Mn: 2.5-3.5%, Al: 0.02% or less (excluding 0%), Cr: 0.01-0.1%, P: 0.02% or less ( Ti: 0.005 ~ 0.02%, B: 5 ~ 20ppm, Sb: 0.01 ~ 0.03%, S: 0.008% or less (excluding 0%), N: 0.006% or less (excluding 0%) The remainder is composed of Fe and unavoidable impurities and the microstructure has spot welding properties and delayed fracture properties including 3 ~ 5% of retained austenite fraction, 25 ~ 55% of bainite fraction, and 5% or less of martensite fraction. Excellent cold rolled steel sheet. 청구항 1에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 결정립도가 5㎛이하인 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판.The cold rolled steel sheet according to claim 1, wherein the average austenite grain size of the retained austenite is 5 µm or less and excellent in spot welding characteristics and delayed fracture resistance. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서, 상기 냉연강판은 780~1300MPa의 인장강도, 연신율 12%이상인 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판.The cold rolled steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the cold rolled steel sheet has excellent tensile strength of 780 to 1300 MPa, elongation of 12% or more, and spot welding characteristics and delayed fracture resistance. 청구항 1에 있어서, 상기 냉연강판은 용융 아연도금층을 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판.The cold rolled steel sheet of claim 1, wherein the cold rolled steel sheet is excellent in spot welding and delayed fracture resistance including a hot dip galvanized layer. 중량%로, C: 0.02~0.22%, Si: 2.5~4.0%, Mn: 2.5~3.5%, Al: 0.02%이하(0%는 제외), Cr: 0.01~0.1%, P: 0.02%이하(0%는 제외), Ti: 0.005~0.02%, B: 5~20ppm, Sb: 0.01~0.03%, S: 0.008%이하(0%는 제외), N: 0.006%이하(0%는 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연을 하는 단계;By weight%, C: 0.02-0.22%, Si: 2.5-4.0%, Mn: 2.5-3.5%, Al: 0.02% or less (excluding 0%), Cr: 0.01-0.1%, P: 0.02% or less ( Ti: 0.005 ~ 0.02%, B: 5 ~ 20ppm, Sb: 0.01 ~ 0.03%, S: 0.008% or less (excluding 0%), N: 0.006% or less (excluding 0%) To include, the rest is heated to a temperature range of 1150 ~ 1250 ℃ 1150 steel slab composed of Fe and unavoidable impurities to hot finish rolling in a temperature range of 880 ~ 920 ℃; 상기 열간압연된 열연강판을 1초 이내에 냉각을 개시하여 10~30℃/sec의 냉각속도로 마르텐사이트 변태개시온도(Ms)+20℃이상에서 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계;The hot rolled hot rolled steel sheet starts cooling within 1 second, and reaches a temperature range of martensite transformation start temperature (Ms) + 20 ° C or more to bainite transformation start temperature (Bs) at a cooling rate of 10 to 30 ° C / sec. Winding up after cooling; 상기 권취된 열연강판을 산세처리하는 단계;Pickling the wound hot rolled steel sheet; 상기 산세처리된 열연강판을 냉간압하율 20~60%의 범위로 냉간압연하는 단계; 및Cold rolling the pickled hot rolled steel sheet in the range of 20 to 60% of a cold rolling rate; And 상기 냉간압연한 냉연강판을 720~880℃의 온도에서 60초 이상 연속소둔한 다음, 10~200℃/sec의 속도로 냉각후 250~350℃의 온도에서 60초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 단계The cold rolled cold rolled steel sheet continuously annealed at a temperature of 720 ~ 880 ℃ 60 seconds or more, and then cooled at a rate of 10 ~ 200 ℃ / sec and then maintained at a temperature of 250 ~ 350 ℃ 60 seconds or more and finally cooling 를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.Method for producing a cold rolled steel sheet having excellent spot welding properties and delayed fracture resistance comprising a. 청구항 5에 있어서, 상기 열연강판은 그 미세조직이 10~30%의 페라이트와 70% 이상의 베이나이트로 이루어지도록 냉각하는 단계를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.The method of claim 5, wherein the hot rolled steel sheet comprises cooling the microstructure to be made of 10-30% ferrite and 70% or more bainite. 청구항 5 또는 청구항 6에 있어서, 추가적으로 상기 냉연강판을 용융 아연도금하는 단계를 포함하는 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판의 제조방법.The method of manufacturing a cold rolled steel sheet having excellent spot welding properties and delayed fracture resistance, further comprising hot-dip galvanizing the cold rolled steel sheet.
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