KR101736634B1 - 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

Abstract

연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C):0.05~0.3%, 실리콘(Si):0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn):1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강 미세조직이, 면적분율로, 페라이트 60%이하, 침상 베이나이트 25%이상, 마르텐사이트 5%이상 및 침상 잔류 오스테나이트 5%이상을 함유하며, 상기 페라이트는 평균 직경 2 ㎛ 이하이고, 상기 페라이트는, [관계식 1]에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 [관계식 2]에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 것을 특징으로 한다.

Description

연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 {COLD-ROLLED STEEL SHEET AND GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HOLE EXPANSION AND DUCTILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차의 구조부재에 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 연성과 구멍확장성이 우수하여 프레스성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

자동차의 경량화를 위하여 구조부재로 적용되는 강판의 강도를 높이고 두께를 낮추고자 하는 시도가 많이 이루어지고 있다. 그러나 강판의 강도를 높이는 경우 상대적으로 연성과 구멍확장성이 저하되는 문제가 있다. 연성과 구멍확장성이 낮아지면, 프레스 성형품에 쉽게 파단이 발생하여 성형품의 형상 자유도가 현저히 떨어지므로 제한적인 부품에만 적용되므로 자동차 경량화에 한계가 있다.

이에, 강도와 연성 및 구멍확장성의 관계를 개선하기 위한 연구가 많이 이루어졌으며, 그 결과 저온조직인 마르텐사이트, 베이나이트와 더불어 잔류 오스테나이트 상을 활용하는 변태조직강이 개발되어 적용되고 있는 실정이다.

잘 알려진 바와 같이, 강도와 연성은 반비례 관계를 가진다. 인장강도 980MPa이상의 초고강도강에서 연신율이 우수할수록 프레스 성형품의 깊이를 깊게 할 수 있고, 복잡한 형상의 성형이 가능해진다. 구멍확장성은 연성과 같이 강도에 반비례하지만, 동일한 강도를 갖는 강판에서는 연성이 우수하다 하여 구멍확장 성능이 반드시 우수한 것은 아니다. 구멍확장성은 가공된 구멍을 확장시키는 플랜지 성형할 때 가공성을 나타내는 지표이다. 구멍확장은 확장하기 전에 구멍을 펀치로 가공을 하는데, 이때 구멍 가공부에 수많은 미세한 공공 또는 크랙이 발생하고 확장 가공을 할 때, 미세 공공 또는 크랙이 성장하여 파단에 이른다.

구멍확장성이 낮으면 부품의 구멍확장성뿐만 아니라 프레스 성형 중 블랭크의 플랜지부분에서부터 크랙이 쉽게 발생하는 경향이 있으므로, 구멍확장성능과 연신율을 동시에 확보하고자 하는 노력이 이루어지고 있다[JP2010-038035, JP2012-159387, PCT-IB2013-001708].

상기 방법들은 연성과 구멍확장성을 동시에 확보하기 위하여, 템퍼드 마르텐사이트를 활용하고 페라이트와 템퍼드 마르텐사이트의 경도비를 3 이하로 하거나, Bi를 첨가하거나, 소둔 후 별도의 상소둔 열처리를 통해 마르텐사이트를 템퍼링하는 방법을 사용한다. 하지만 상기 JP2010-038035의 경우, 열연 후 권취온도를 300~550℃의 저온으로 하므로 저온 권취에 의해 베이나이트나 마르텐사이트가 도입되면, 열연 폭방향 강도차이가 커서 냉간압연 하중이 매우 높고 형상 제어가 어려워 판파단이 쉽게 발생하는 문제가 있다. 또한 상기 JP2012-159387의 경우에는 균일 신장과 항복비 제어를 위해 Bi를 첨가하지만 Bi첨가는 제강 중 휘발에 의한 손실과 저융점인 Bi의 편석으로 연주와 열연 중 크랙이 발생하는 문제가 있다. 그리고 PCT-IB2013-001708의 경우, 통상의 방법으로 합금화 용융아연도금 후 상소둔로에서 150~500℃의 온도 구간에서 템퍼링을 하여 구멍확장성을 확보하지만, P편석 으로 인한 취성 파단이 일어나기 쉽고 별도의 후 열처리 공정이 필요하여 제조비용이 증가하는 문제가 있다.

따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 한계를 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 역변태 현상을 활용하여 독특한 조직을 구성함으로써 통상의 합금 성분을 이용하면서도 기존의 방법 대비 우수한 연성과 구멍확장성을 갖는 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판을 제공함을 그 목적으로 한다.

또한 본 발명은 상기 강판을 제조하는 방법을 제공함에 그 목적이 있다.

또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,

중량%로, 탄소(C):0.05~0.3%, 실리콘(Si):0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn):1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

강 미세조직이, 면적분율로, 페라이트 60%이하, 침상 베이나이트 25%이상, 마르텐사이트 5%이상 및 침상 잔류 오스테나이트 5%이상을 함유하며,

상기 페라이트는 평균 직경 2 ㎛ 이하이고,

상기 페라이트는, 하기 [관계식 1]에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 하기 [관계식 2]에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연 강판에 관한 것이다.

[관계식 1]

Fn2 = [2 ㎛ 이하의 페라이트 결정립 개수/전체 페라이트 결정립 개수] × 100

[관계식 2]

Fa5 = [5 ㎛ 이상의 페라이트 결정립 면적/전체 페라이트 결정립 면적] ×100

본 발명에서는 Cr, Ni, Mo를 1종 또는 2종 이상의 합:2%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함할 수 있다.

또한 Ti를 0.05%이하(여기에서 0%는 미포함), B를 0.003%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함할 수 있다.

또한 본 발명은 상기 냉연강판 표면에 용융아연도금처리된 용융아연도금강판 을 제공할 수 있다.

나아가, 본 발명에서는 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리한 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수도 있다.

또한 본 발명은,

중량%로, 탄소(C): 0.05~0.3%, 실리콘(Si): 0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는 단계;

상기 재가열된 강 슬라브를 통상의 열간압연 조건으로 압연한 후, 750~550℃ 의 온도범위에서 권취하는 단계;

상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;

상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 가열한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 350℃이하 까지 냉각하는 1차 소둔 단계; 및

상기 1차 소둔 후 Ac1~Ac3 범위의 온도로 가열·유지한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 Ms ~ Bs의 온도 범위까지 냉각하고, 이어, 30초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 2차 소둔 단계;를 포함하는 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명에서 상기 냉연강판은 2차 소둔 단계 이전의 미세조직이 면적분율로 20% 이하의 페라이트와 잔여 저온 변태조직으로 이루어져 있음이 바람직하다.

본 발명에 의하면, 기존의 DP강 또는 TRIP강과 같은 고 연성 변태조직강 및 Q&P(Quenching & Partitioning) 열처리를 거친 Q&P강에 비해, 연성과 구멍확장성이 우수한 인장강도 980MPa 이상의 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판을 효과적으로 제공할 수 있다.

따라서 본 발명의 냉연강판은 건축 부재, 자동차강판 등의 산업분야에 대한 활용가능성이 높은 이점이 있다.

도 1은 구멍확장성과 연신율에 미치는 강 미세 조직의 구성과 기하학적 구조의 영향을 실시예의 발명예와 비교예를 들어 설명한 사진이다.
도 2는 도 1의 조직사진에서 구멍확장 시 크랙이 발생하는 것을 보여주는 조직사진이다.
도 3은 본 발명에 따른 소둔 열처리 공정의 일 예를 나타낸 그림이다(도 1의 (b)에서 점선은 용융합금화도금시의 열이력을 나타낸 것이다).
도 4는 실시예에서 발명예와 비교예의 조직의 차이를 비교하기 위하여 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 5는 페라이트 결정립 크기별 관찰 빈도를 발명예와 비교예를 들어 차이를 나타낸 그래프이다.

이하, 본 발명을 설명한다.

종래 연신율을 향상시키기 위하여 잔류 오스테나이트를 활용하는 강에서 구멍확장성이 좋지 않았다. 또한 구멍확장성과 연신율을 동시에 개선하기 위해 역변태를 활용한 조직 미세화 방법에서는 1차 열처리 공정에서 마르텐사이트 조직을 얻기 위하여 냉각속도를 20℃/s 이상으로 하지만, 이 역시 냉각속도가 높아짐에 따라 국부적 불균일 냉각으로 판이 뒤틀려 판 형상이 좋지 않아 프레스 성형에 문제가 있다.

본 발명자들은 역변태 열처리에 의해서 얻어진 미세한 침상(lath형) 페라이트와 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 조직이 구멍확장성과 연신율을 동시에 확보하는 중요한 수단임을 연구와 실험을 통하여 확인하였다. 또한 페라이트의 입도 분포 또한 중요한 역할을 함을 확인하였다.

그리고 우수한 판 형상을 얻기 위해 냉각속도가 기존보다 매우 낮은 조건에서도 상기와 같은 미세조직을 얻을 수 있는 강 조성성분 범위를 찾아냄으로써 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

본 발명의 연성과 구멍확장성능이 우수한 고강도 냉연 강판은, 중량%로, 탄소(C):0.05~0.3%, 실리콘(Si):0.6~2.5%, 알루미늄(Al):0.01~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 상기 본 발명의 냉연강판의 합금 성분조성 및 그 제한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.05~0.3%

탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소로서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 안정화 및 강도 확보를 위해서 첨가되는 중요 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 주편 결함이 발생할 위험성이 증가한다. 또한 용접성도 크게 저하될 수 있으며, 아울러, 1차 소둔 중 마르텐사이트 조직를 얻기 위하여 더욱 낮은 온도로 냉각하기 때문에 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 C의 함량은 0.05~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.6~2.5%

실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 결과적으로 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.6% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는 열간 및 냉 간압연성이 매우 열위하고 강 표면에 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.6~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.01~0.5%

알루미늄(Al)은 강 중 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소로서, 이를 위해서는 그 함량이 0.01% 이상을 유지하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 상기 Si과 같이 페라이트 내에서 탄화물의 생성 억제를 통해 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 Al의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 주조시 몰드 플럭스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, 역시 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.01~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.5~3.0%

망간(Mn)은 페라이트의 변태를 제어하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화시키는데 유효한 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 페라이트 변태가 다량 발생하여 목표로 하는 강도의 확보가 어려워지는 문제가 있으며, 반면 3.0%를 초과하게 되면 본 발명의 2차 소둔 열처리 단계에서의 상변태가 너무 지연되어 마르텐사이트 조직이 다량 형성됨에 따라, 의도하는 연성의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.5~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명강의 불순원소로서

P는 0.03% 이하가 바람직하며 0.03%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 강의 취성(brittleness)이 발생할 위험성이 커지는 문제가 있다.

S는 0.015% 이하가 바람직하다. 황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수밖에 없으므로, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다.

N은 0.02% 이하가 바람직하다. 질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이지만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 강의 취성이 발생할 위험성이 증가하게 되고, Al과 반응하여 AlN이 과다하게 석출됨에 따라 연주품질이 저하하는 문제가 있다.

본 발명의 냉연강판은 상술한 성분 이외에도, 강도 향상 등을 위하여 Cr, Ni, Mo, Ti, B를 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

즉, 본 발명에서는 Cr, Ni, Mo를 1종 또는 2종 이상의 합:2%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함할 수 있다. 상기 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 크롬(Cr)은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이들 원소들은 C, Si, Mn, Al 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 원소들의 함량이 Mo, Ni 및 Cr의 경우 2.0%를 초과하게 되면 제조비용이 과다하게 상승하게 되는 문제가 있으므로, 상기 함량을 초과하게 않도록 제어하는 것이 바람직하다.

또한 본 발명에서는 Ti를 0.05%이하(여기에서 0%는 미포함), B를 0.003%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함할 수 있다.

본 발명에서 Ti는 Al이 0.05%를 초과하거나 B를 첨가하는 경우에 0.05% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. Ti는 TiN을 형성하는 원소로서 B나 Al보다 더 고온에서 석출해야 하므로 많이 넣으면 효과적이지만 연주 중 노즐 막힘이나 원가 상승의 문제가 있다. 본 발명의 Al, B 첨가량의 상한에서도 Ti를 0.05%범위로 첨가하면 AlN이나 BN이 형성되지 않고 고용원소로 작용할 수 있으므로 그 상한을 0.05%로 하는 것이다.

B(보론)은 Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜 고온에서 연질 페라이트 변태를 억제하는 효과가 있다. 그러나 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면, 도금시 강 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있을 뿐만 아니라 베이나이트 변태를 억제하여 구멍확장성과 연신율을 저하시키므로 그 함량을 0.003% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

또한 본 발명의 연성과 구멍확장성능이 우수한 고강도 냉연 강판은, 강 미세조직이, 면적분율로, 페라이트 60%이하, 침상형 베이나이트 25%이상, 마르텐사이트 5%이상 및 침상형 잔류 오스테나이트 5%이상을 포함하여 이루어진다. 즉, 본 발명의 냉연강판은 그 강 미세조직이, 페라이트, 침상형(lath형) 베이나이트, 마르텐사이트 및 침상형 잔류 오스테나이트를 포함한다. 이들 조직들은 구멍확장성과 연성 및 강도 확보에 유리한 본 발명의 강판 주 조직으로서, 이들 중 마르텐사이트 조직은 후술하는 제조공정에서 열처리로 인해 강 조직 내에 일부 포함된 것이다.

상기 미세조직 중 페라이트는 조대한 폴리고날 페라이트와 침상형 페라이트를 포함하여, 전체 조직에 대한 면적%로 60%이하로 한다. 만일 페라이트 조직이 60%를 초과하면 강도가 낮아지고 조대한 폴리고날 페라이트의 분율이 증가할 뿐만 아니라, 나머지 변태조직과 탄소, Mn 등의 재분배(파티셔닝,partitioning) 원소의 함량차가 커져서 구멍확장 가공중 균열이 쉽게 발생하므로 구멍확장성이 저하되는 문제가 있다.

상기 베이나이트 조직은 대부분 침상으로 존재하며, 주위의 페라이트나, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트와 경계를 이룬다. 페라이트와 2상 조직(마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트)의 중간 강도를 가지기 때문에 구멍확장중 상간 계면 분리를 완화시켜 구멍확장성을 향상시키므로 베이나이트는 최소 25%가 필요하여 본 발명에서는 25%를 하한으로 하였다.

상기 마르텐사이트 조직은 최종 냉각 중 화학적으로 불안정한 오스테나이트에서 상온으로 냉각하게 되면 형성되며, 강의 연신율을 저하시킨다. 그러나 본 발명에서는 합금원소를 낮추고도 강도를 향상시킬 수 있는 수단으로 마르텐사이트 조직을 이용하였으며, 마르텐사이트 조직이 적으면 더 많은 합금원소가 첨가되어야 하므로 원가 상승의 문제가 있다. 이에 따라, 마르텐사이트 면적율의 하한을 5%로 하였다.

본 발명에서 상기 잔류 오스테나이트는 연성확보와 구멍확장성 확보에 매우 중요한 조직이다. 따라서 많을수록 좋지만, 탄소 등 오스테나이트 안정화 합금원소가 다량 첨가되어 원가상승과 용접성을 저하하는 문제가 있다. 특히, 본 발명과 같이 침상형 잔류 오스테나이트를 만들면, 동일 화학성분에서도 오스테나이트의 안정성이 현저히 증가하므로 기존의 방법과 같이 다량 포함시킬 필요는 없다. 그러나 연성과 구멍확장성을 모두 20% 이상으로 하기 위해서는 최소 5%가 필요하여 하한을 5%로 하였다.

한편, 본 발명에서는 상기 페라이트의 조직의 분율과 크기를 제어하는 것이 중요하다. 이러한 사실은 도 1과 도2에 나타난 바와 같이, 조대한 폴리고날 페라이트는 구멍확장시 이웃하는 제2상의 경계를 따라 크랙의 전파가 쉽게 이루어지지만, 침상형 페라이트를 분산시키면 크랙 전파가 억제되어 구멍확장성이 향상됨을 보면 이해될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 후술하는 열처리 방법을 이용하여 페라이트의 분율과 크기를 제어함을 특징으로 한다.

구체적으로, 상기 페라이트는 평균 직경 2 ㎛ 이하이고, 하기 [관계식 1]에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 하기 [관계식 2]에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 것을 특징으로 한다.

[관계식 1]

Fn2 = [2 ㎛ 이하의 페라이트 결정립 개수/전체 페라이트 결정립 개수] × 100

[관계식 2]

Fa5 = [5 ㎛ 이상의 페라이트 결정립 면적/전체 페라이트 결정립 면적] ×100

본 발명에서 침상 페라이트란 장변 대 단변의 길이비가 4 이상인 것을 말하며, 그 크기는 여러 개의 육각형이 연결되는 것으로 가정한 (ASTM E112의 결정립 측정방법) 분석 프로그램이 내장된 화상 분석기로 평가하였다. 그 결과, 도 5에 나타낸 바와 같은 결정립의 크기와 개수가 측정되었으며, 이를 토대로 연신율과 구멍확장성이 모두 우수한 강의 페라이트 결정립 크기와 분포를 결정하였다.

구체적으로, 상기 페라이트의 평균 크기가 2㎛이하이고, 상기 관계식 1-2를 만족하는 분포를 갖는 침상형 페라이트 조직을 갖는 경우 구멍확장성이 28%이상으로 우수하고 동시에 연신율이 20%이상으로 우수함을 확인하고 본 기술구성을 제시하는 것이다.

상술한 미세조직과 페라이트의 크기 및 분포를 만족하는 본 발명의 냉연강판은 인장강도가 980MPa 이상이고, 기존의 TRIP강 제조방법이나 Q&P열처리법, 역변태를 위한 재차 열처리법에 비해 우수한 구멍확장성과 연성을 동시에 확보할 수 있다.

나아가, 본 발명은 상술한 조성과 조직을 갖는 냉연강판에 제한되지 않으며, 상기 냉연강판 표면에 용융아연도금층이 형성된 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.

또한 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리된 것으로서, 합금화 용융아연도금층을 포함하는 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수도 있다.

다음으로, 본 발명의 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 냉연강판은, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정의 조건에 대하여 상세히 설명한다.

[강 슬라브 재가열 공정]

본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 상기와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이는 통상의 범위인 1000~1300℃의 온도범위에서 행하는 것이 보다 바람직하다.

상기 재가열시 온도가 1000℃ 미만이면 압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 반면 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 과다해지는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 재가열 공정은 1000~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다.

[열간압연 공정]

이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는데, 이때, 열간 마무리 압연은 통상의 조건인 800~1000℃에서 실시하는 것이 바람직하다.

상기 열간 마무리 압연시 압연온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하여 압연이 어려워지는 문제가 있으며, 반면 열간 마무리 압연온도가 1000℃를 초과하게 되면 압연롤의 열피로가 크게 증가하여 수면단축의 원인이 된다. 따라서 본 발명에서 열간압연 시 열간 마무리 압연온도는 800~1000℃로 제한하는 것이 바람직하다.

[권취 공정]

다음으로, 본 발명에서는 상기에 따라 제조된 열연강판을 권취하고, 이때 권취온도는 750~550℃ 범위로 하는 것이 바람직하다.

권취시 권취온도가 너무 높으면 열연강판 표면에 스케일이 과다하게 발명하여 표면결함을 유발하고, 도금성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, 권취공정은 750℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, 마르텐사이트의 형성에 의한 열연판 강도가 과도하게 높아짐에 따른 후속 냉간압연의 어려움을 고려하여 550℃를 하한으로 하였다.

[냉간압연 공정]

그리고 상기 권취된 열연강판을 통상의 방법으로 산세처리하여 산화층을 제거한 후, 강판의 형상과 두께를 맞추기 위해 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조하는 것이 바람직하다.

통상, 냉간압연은 고객이 요구하는 두께를 확보하기 위하여 실시하며, 이때 압하율의 제한은 없으나, 후속하는 소둔 공정에서의 재결정시 조대 페라이트 결정립의 생성을 억제하기 위하여 30% 이상의 냉간 압하율로 실시하는 것이 바람직하다.

[소둔 공정]

본 발명은 최종 미세조직으로 장축과 단축의 4 이상인 침상 페라이트 및 침상의 잔류 오스테나이트상을 주상으로 포함하는 냉연강판을 제조하기 위한 것으로서, 이와 같은 냉연강판을 얻기 위해서는 후속하는 소둔 공정의 제어가 중요하다. 특히, 본 발명에서는 소둔시 탄소, 망간 등의 원소들의 재분배(partitioning)로부터 목적하는 미세조직을 확보하기 위하여, 통상의 냉간압연 후 연속 소둔 공정이 아닌, 후술하는 바와 같이 1차 소둔을 통해 저온조직을 확보하고, 이어서 2차 소둔시에 침상형 페라이트와 잔류 오스테나이트를 확보하는 파티셔닝 열처리를 실시하는 것을 특징으로 한다.

1차 소둔

먼저, 상기 제조된 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 소둔한 후 350℃ 이하의 온도까지 20℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 1차 소둔 열처리를 실시한다(도 3의 (a) 참조).

이는 1차 소둔 열처리된 냉연강판의 미세조직의 주상을 면적분율 20% 이하의 페라이트와 나머지 저온변태조직(베이나이트 및 마르텐사이트)을 얻기 위한 것이다. 이는 최종 2차 소둔 단계를 거쳐 제조되는 냉연강판의 강도 및 연성을 우수하게 확보하기 위한 것으로서, 만일 1차 소둔 후 서냉각으로 인해 페라이트가 형성되어 페라이트 분율이 20%를 초과하면, 상술한 바와 같이 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 저온조직상으로 이루어지는 본 발명의 냉연강판을 얻을 수 없을 수가 있다.

즉, 소둔 온도가 Ac3에 미치지 못하거나 냉각속도가 너무 느리면 연질의 폴리고날 페라이트가 다량 형성되어, 후속하는 2차 소둔 열처리시의 페라이트/오스테나이트 공존역 소둔 시 기형성된 폴리고날 조대한 페라이트에 의해 5㎛이상의 페라이트 면적율이 증가하기 때문이다.

또한, 1차 소둔을 통해 상기 조직을 얻기 위해 중요한 것은 소둔온도 뿐만 아니라 냉각속도이다. 냉각속도가 20℃/s 이상으로 되면 불균일하게 형성된 저온변태 조직에 의해 강의 팽창이 일어나 판이 뒤틀리고 웨이브가 생기는 등 판형상이 좋지 않고, 판쏠림으로 판파단이 일어날수 있다. 이를 억제하기 위하여 냉각속도는 20℃ 미만으로 하는 것이 좋고, 하한은 상기 면적 분율 20% 이하의 페라이트와 나머지 저온변태조직을 얻을 수 있으면 된다. 냉각 종료온도 또는 냉각 후 항온 유지 개시온도는 350℃ 이하가 바람직한데, 이보다 높으면 베이나이트에 탄화물 석출이 많아져서 역변태에 의한 침상형 미세조직이 얻어지지 못하기 때문이다.

2차 소둔

본 발명에서는 상기 1차 소둔 열처리 완료 후, Ac1~Ac3의 범위로 가열 및 유지한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 Ms ~ Bs 온도범위까지 냉각한 후, 30초 이상 유지 냉각하는 2차 소둔 열처리를 실시한다(도 3의 (b) 참조).

본 발명에서 Ac1~Ac3의 범위로 가열하는 것은 1차 소둔에서 얻어진 저온 변태조직을 이상역으로 가열함에 따라 역변태 현상에 의해 침상 구조가 유지되는 미세한 페라이트와 오스테나이트를 형성하기 위함이다. 또한 소둔 시 오스테나이트로의 합금원소 분배를 통해 오스테나이트의 안정성을 확보하여 상온에서의 최종 조직에서 잔류 오스테나이트를 확보하기 위한 것이다.

그리고 상기 가열 후, 그 온도에서 유지하는 것은 1차 소둔 열처리 후, 형성된 저온조직상(베이나이트 및 마르텐사이트)의 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 재분배를 유도하기 위함이다. 이때의 재분배를 1차 재분배라고 칭한다.

한편 합금원소들의 1차 재분배를 위한 유지는 합금원소들이 오스테나이트 쪽으로 충분히 확산되도록 실시하면 되므로, 그 시간에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 유지시간이 너무 과도해지면 생산성이 저하될 우려가 있으며, 재분배 효과도 포화되므로, 이를 고려하여 2분 이하로 실시하는 것이 바람직하다.

상기에 따라 합금원소들의 1차 재분배를 완료한 다음, 20℃/s 미만의 냉각속도로 Ms(마르텐사이트 변태개시온도) ~ Bs(베이나이트 변태 개신온도)의 온도범위까지 냉각하고, 30초 이상 항온유지한 다음, 상온으로 냉각하면 되는데, 항온 유지하는 과정에서 합금원소들의 재분배가 또 한번 이루어지며, 이때의 재분배를 2차 재분배라고 칭한다.

상기 냉각시 평균 냉각속도는 20℃/s 미만인 것이 바람직하며, 이 역시 판의 형상을 균일하게 하기 위함이다. 상기 1차 재분배에 의하여 오스테나이트는 충분히 안정화되어 서냉한다 하더라도 냉각시 폴리고날 페라이트가 형성되지 않지만, 너무 느린 냉각을 했을 때 생산성이 저하되므로 5℃/s 이상의 냉각속도가 바람직하다.

상기 냉각 종료온도는 Ms ~Bs의 온도범위가 바람직한데, 이는 Bs이상에서는 과포화도가 적어서 2차 파티셔닝이 일어나지 않고, Ms이하의 온도에서는 확산이 매우 느려 파티셔닝에 필요한 시간이 현저히 증가하기 때문이다. 본 발명의 조성을 만족하는 성분계에서 Ms~Bs구간에서 파티셔닝 시간은 30초 이상이면 충분하다.

한편, 소둔 후 냉각시 강판의 사행 등을 억제하기 위하여 소둔 직후 서냉각 구간을 통과시킬 수 있으나, 본 발명에서 냉각속도는 균열 열처리한 온도로부터 냉각종료 온도까지의 평균온도를 의미한다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 1차 소둔 공정 이후, 형성된 저온조직을 Ac1~Ac3 범위로 가열 및 유지하여 빠른 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 1차 재분배를 유도하고, 이를 다시 냉각, 재가열하여 2차 재분배를 유도함으로써, 기존의 방법에서 얻어지는 조직 대비 미세하고, 도 4와 같은 독특한 침상형의 미세조직이 얻어져, 우수한 구멍확장성과 연신율을 동시에 확보할 수 있게 된다.

[도금 공정]

상기 1 차 소둔 열처리된 냉연강판을 2차 소둔 공정으로 용융도금공정 또는 합금화 용융도금 공정을 이용하여 도금을 실시할 수 있으며, 이들로부터 형성된 도금층은 아연계인 것이 바람직하다.

상기 용융도금법을 이용하는 경우에는 아연도금욕에 침지하여 용융도금강판으로 제조할 수 있으며, 합금화 용융도금법의 경우에도 통상의 합금화 용융도금처리를 수행함으로써 합금화 용융도금강판을 제조할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용융금속을 진공용해를 통해 두께 90mm, 폭 175mm의 잉곳으로 제조하였다. 이어, 이를 1200℃에서 1시간 동안 재가열하여 균질화 처리한 후, Ar3 이상의 온도인 900℃ 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 냉각한 후 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후, 로냉시킴으로써 열연권취를 모사하였다. 그리고 상기 열간압연된 판재를 50~60%의 냉간압하율로 냉간 압연한 후, 하기 표 2의 조건으로 소둔 열처리를 행하여 최종 냉연강판을 제조하였다.

강번	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Ni	Mo	Ti	B	N	구분
1	0.08	0.7	1.5	0.008	0.003	0.02	0.5	0.02	-	-	0.002	0.003	발명강
2	0.14	1.5	2	0.012	0.005	0.14	0.02	0.02	0.05	-	-	0.004	발명강
3	0.22	1.5	1.8	0.011	0.006	0.48	0.01	0.11	-	0.025	0.0017	0.004	발명강
4	0.18	1.8	2.5	0.008	0.004	0.03	0.5	0.02	-	0.023	0.0015	0.006	발명강
5	0.07	0.3	1.4	0.011	0.006	0.04	0.02	0.02	-	-	-	0.004	비교강
6	0.35	1	1.2	0.009	0.006	0.8	0.01	0.01	-	-	-	0.003	비교강
7	0.2	0.8	3.5	0.008	0.004	0.02	0.02	0.02	-	-	-	0.004	비교강

상기 표 1에서 강번 1~4는 본 발명의 강 조성 범위을 만족하며, 비교강 5~7은 C, Si 및 Mn 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 구체적으로, 비교강 5는 Si과 Mn이 하한에 모두 벗어나 있으며, 비교강 6은 탄소함량이 청구범위보다 높고 Al이 매우 높다. 그리고 비교강 7은 Mn함량이 3.5%로 청구범위인 3%를 벗어나 있다.

후속하여, 상기 조성을 갖는 냉연강판을 하기 표 2와 같은 열처리 조건으로 소둔 열처리 하였으며, 이때의 Ms, Bs를 계산하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 여기서, 화학원소는 첨가된 원소의 중량%를 의미하며, Bs는 베이나이트 변태개시온도 Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 의미한다. 여기에서 Ms와 Bs는 하기의 식에 의하여 계산하였다

Ms=539-423C%-30.4Mn%-16.1Si%-59.9P%+43.6Al%-17.1Ni%-12.1Cr%+7.5Mo%

Bs=830-270C%-90Mn%-37Ni%-70Cr%-83Mo%

구분	강번	소둔 조건 (℃)						Ms (℃)	Bs (℃)	물성
		1차				2차
		균열	냉각종료	CR (℃/s)	F (%)	균열	냉각종료			YS (MPa)	TS (MPa)	El (%)	HER (%)
발명예1	1	850	330	18	12	830	400	442	638	567	983	26.5	37
발명예2	2	840	350	15	7	820	420	400	607	590	1003	24.9	39
발명예3	3	830	310	14	5	810	390	385	605	633	1089	27.8	31
발명예4	4	840	300	12	2	820	400	353	521	685	1214	20.3	28
비교예5	5	850	320	20	64	820	400	463	685	608	925	19.4	33
비교예6	6	825	280	14	3	810	400	373	628	703	1151	21.3	18
비교예7	7	830	300	5	0	800	390	336	461	722	1445	8.2	43
비교예8	1	810	450	15	83	-	-	442	638	350	683	31.7	56
비교예9	2	820	420	16	74	-	-	400	607	422	760	25.2	24
비교예10	2	840	350	5	42	820	420	400	607	453	840	26.1	22
비교예11	3	830	440	18	67	-	-	385	605	521	923	24.6	6
비교예12	3	830	310	5	31	810	390	385	605	580	1054	26.5	13
비교예13	4	810	400	17	66	-	-	353	521	511	962	20.8	8
비교예14	4	840	300	5	28	820	400	353	521	536	997	21.9	16

*표 2에서 CR은 냉각속도를 의미하며, F는 1차 소둔 후 조직 중 페라이트 면적 분율을 의미함.

또한 2차 소둔에서 냉각 속도는 모두 12℃/s로 하였고 냉각 종료 온도에서 유지시간은 비교예 7을 제외하고 모두 120초로 하였다. 비교예 7에서는 Mn함량이 높으므로 베이나이트 변태를 충분히 일으키기 위해 300초간 항온유지 하였다. 2차 소둔을 마친 냉연강판에 항복강도, 인장강도, 연신율 및 구멍확장성(HER)을 측정하고, 그 결과를 상기 표 2에 또한 나타내었다. 이때, 인장시험편은 JIS5호의 것을 사용하였고, HER은 120x150mm로 평가하였다. 구체적으로, 상기 표 2에서 HER은 구멍확장성으로서 10mm의 펀치로 클리어렌스 12%조건에서 구멍가공을 한 다음, Burr 발생면이 상부로 오도록 하여 하부에서 60도의 콘으로 가공면에 크랙이 보일 때까지 가공 후 아래의 관계식 3으로 구한 값이다.

[관계식 3]

HER(%)=(가공후 구멍지름 - 가공전 구멍지름,10mm)/ 가공전 구멍지름

한편 상기 2차 열처리를 마친 시편에 대해서 후방산란전자회절법(EBSD)로 페라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트 및 마르텐사이트를 분석하였고, 여기에서 페라이트와 잔류 오스테나이트 및 베이나이트는 EBSD의 IQ분포를 가우시안 분포를 갖는 3개의 곡선 합으로 가정하고 커널 평균 misorientation을 변곡점에 취하여 상분리를 실시하였다. 또한 페라이트의 결정립 크기는 여러 개의 육각형이 연결되는 것으로 가정한 (ASTM E112의 결정립 측정방법) 분석 프로그램이 내장된 화상 분석기로 평가하였다. 발명예와 비교예의 조직 분석 차이를 하기 표 3에 나타내었다.

구분	F				B 면적분율(%)	M 면적분율(%)	G 면적분율(%)
	GS(μm)	면적분율(%)	Fa5 (%)	Fn2 (%)
발명예1	1.3	52.1	68.4	91.5	28.1	8.7	11.1
발명예2	1	36.7	22.4	91	43.8	8.6	10.9
발명예3	1.2	48.1	65.9	93.8	30.6	9.5	11.8
발명예4	1.2	46.1	51.7	92.9	32.2	11.3	10.4
비교예5	1.4	20	52.1	81.7	54.3	20.3	5.4
비교예6	1.3	10.6	38.7	79.7	62.9	18.6	7.9
비교예7	1.2	26.5	71.3	72.8	55.7	14.7	3.1
비교예8	4.2	73.1	94.6	45.2	14.2	2.1	10.6
비교예9	3.3	68.9	87.5	58.1	19.5	5.3	6.3
비교예10	2.7	62.2	83.8	77.1	24.4	3.8	9.6
비교예11	2.2	64.6	83.4	62.3	17.3	9.9	8.2
비교예12	1.9	57.3	80.1	84.9	23.2	8.3	11.2
비교예13	2.3	61.8	82.2	66.7	20.1	10.1	8
비교예14	1.8	55.3	79.9	85.8	26.5	8.7	9.5

*표 3에서 F는 페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, G는 잔류 오스테나이트를 의미함. 또한 GS는 페라이트의 평균 결정 입경, Fn2는 전술한 관계식 1을, 그리고 Fa5는 관계식 2를 의미함.

상기 표 2-3에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제시한 조성 성분 범위를 만족하지 못하는 비교예 5-7의 경우, 역변태 열처리를 행하여도 인장강도나 연신율 또는 HER이 낮게 나타남을 알 수 있다. Si나 Mn이 낮은 비교예 5는 인장강도와 HER이 모두 낮다. C 혹은 Al 그리고 Mn이 매우 높은 비교예 6,7에서도 강도만 매우 높게 얻어질 뿐 HER 또는 연신율이 낮게 나타났다.

한편 본 발명에서 제시한 성분을 만족하나 통상의 소둔 방법을 적용한 비교예 8, 9, 11 및 13은 모두 강도가 높지 않았다. 즉, 탄소, Si 및 Mn이 낮은 비교예 8-9는 연신율과 HER은 우수하나 인장강도를 목표로 하는 980MPa 이상을 얻을 수 없었으며, 합금원소가 많이 첨가된 비교예 11,13은 인장강도도 다소 낮지만, HER이 현저히 저하하였다. 표 3 및 표 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 11, 13은 그 크기가 5㎛ 이상 되는 페라이트 결정립의 면적 분율이 전체 페라이트의 80~95%를 차지함으로 강도가 높게 되면 제 2상의 강도가 매우 높다는 것을 의미하는 것이기 때문에 HER이 급격히 저하하였다. 왜냐하면 1회의 열처리를 하는 종래의 열처리 법은 균열 중 페라이트와 오스테나이트 공존온도 범위에서 1차 파티셔닝하고, 이어, 베이나이트 변태 온도영역에서 항온 열처리하여 2차 파티셔닝을 실시하여 본 발명의 2차소둔조건과 동일하지만, 균열 중 조대한 폴리고날 페라이트와 오스테나이트가 형성되기 때문이다.

상기 표 2에서 비교예 10,12,14는 1,2차 소둔 조건은 모두 만족하지만, 1차 소둔의 균열 후 냉각속도가 5℃/s로 낮아 냉각과정에서 조대한 페라이트가 형성되어, 표 3에 나타낸 바와 같이, 페라이트의 면적이 60%를 초과하거나 크기가 5㎛이상 되는 페라이트 결정립의 면적 분율이 약 80% 이상으로 인장강도나 HER이 높지 않았다.

한편 본 발명자들이 발견한 중요한 사실은 페라이트의 결정립이 미세하고, 특히, 침상구조를 가지면 높은 강도를 가지면서도 구멍확장성과 연신율의 양립할 수 없는 기계적 성질을 모두 높게 할 수 있다는 것이다.

도 1은 구멍확장성과 연신율에 미치는 조직의 구성과 기하학적 구조의 영향을 나타내는 조직사진 등이다. 도 1(a)는 비교예 11에 해당하는 것으로 종래의 열처리법으로 소둔처리 된 것이다. 이상역 소둔 후 냉각하고 베이나이트 변태가 이루어지는 440℃에서 항온유지하였다. 조대한 페라이트는 이상역 소둔시 폴리고날 페라이트와 오스테나이트가 형성되기 때문이며, 냉각 후 오스테나이트에서 베이나이트 변태가 이루어지면서 잔류 오스테나이트의 안정화가 동시에 이루어지므로 도 3(a)와 같은 조직을 얻을 수 있는 것이다.

도 1(b)인 발명예 1은 탄소, Mn, Si는 높지 않지만, 1차 소둔에서 충분한 량의 저온 변태 조직을 만들었고, 2차 소둔 중 이들 변태조직의 역변태에 의해 마르텐사이트나, 베이나이트 래쓰(lath) 사이에서 오스테나이트가 출현하면서 경계면에서 1차 파티셔닝이 일어나므로 침상형 구조의 오스테나이트와 페라이트 조직이 얻어진다. 이를 다시 냉각 후 베이나이트 영역에서 항온 열처리하면 베이나이트가 침상형 오스테나이트로부터 출현하면서 2차 파티셔닝이 이루어져 오스테나이트는 더욱 안정한 상이 되어 상온까지 잔류하게 된다.

도 1(c)인 비교예 7은 Mn함량이 매우 높은 강으로 1차 소둔의 낮은 냉각 속도에서도 페라이트가 많이 형성되지는 않았고, 2차 소둔 중 저온에서 300초간 항온유지한 결과 대부분의 오스테나이트가 베이나이트로 변태하였다.

이러한 조직적 차이는 강도와 HER 및 연신율에 영향을 준다. 도 2와 같이, 조대한 폴리고날 페라이트와 제 2상의 조직 (a:비교예 11)에서는 페라이트와 제 2상의 경계를 따라 크랙이 전파하므로 HER이 매우 낮다. 반면 페라이트가 고립되어있는 (b:발명예 1)와 (c:비교예 7)에서는 크랙이 단단한 제 2상을 깨면서 전파해야 하므로 크랙 성장의 저항이 크게 되어 HER이 높다. 한편 연신율은 잔류 오스테나이트의 분율에 크게 영향을 받는다. 도 1에 나타낸 EBSD결과로부터 알 수 있는 바와 같이, (a)와 (b) 각각 8%, 11%의 잔류 오스테나이트를 포함하고 있고 이에 따라 연신율은 각각 24.6, 26.5%에 이른다. 특히, 조직이 미세한 발명예1 (b)은 강도도 높고 연신율도 우수하였다. 장변 대 단변의 길이비가 4 이상인 침상 페라이트와 폴리고날 페라이트가 종래 제조법에 비하여 현저히 발달됨을 2차 전자현미경으로 관찰한 도 4의 조직사진으로부터 확인할 수 있다.

특히, 페라이트의 조직적 특성을 정량화하기 위하여 결정립의 크기가 여러 개의 육각형이 연결되는 것으로 가정한 (ASTM E112의 결정립 측정방법) 분석 프로그램이 내장된 화상 분석기로 평가하였다. 결정립의 개수 분포는 도 5에 나타낸 바와 같이 매우 다르다. 발명예 2는 1㎛ 내외의 미세한 침상 페라이트가 매우 높은 밀도로 분포하는 반면, 비교예 12에서는 1~3㎛ 크기의 폴리고날 페라이트 결정립이 많고, 3~5 ㎛ 크기의 결정립도 상대적으로 높은 빈도로 나타난다.

표 3은 표 1의 강 조성 성분과 표 2의 열처리 조건을 거친 각 시험편들의 조직적 특성을 분석하여 나타낸 것이다. 표 3 및 표 2에 나타난 바와 같이, 페라이트는 평균 직경 2㎛ 이하이고, 페라이트 중 상기 관계식 1에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 상기 관계식 2에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 매우 미세한 침상 페라이트가 발달하는 경우 HER과 연성 및 강도가 모두 우수함을 발견할 수 있다.

이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (9)

1. 중량%로, 탄소(C):0.05~0.3%, 실리콘(Si):0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn):1.5~3.0%, 그리고 Cr, Ni, Mo를 1종 또는 2종 이상의 합:2% 이하(여기에서 0%는 미포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
   강 미세조직이, 면적분율로, 페라이트 60%이하, 침상 베이나이트 25%이상, 마르텐사이트 5%이상 및 침상 잔류 오스테나이트 5%이상을 함유하며,
   상기 페라이트는 평균 직경 2 ㎛ 이하이고,
   상기 페라이트는, 하기 [관계식 1]에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 하기 [관계식 2]에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연 강판.
   [관계식 1]
   Fn2 = [2 ㎛ 이하의 페라이트 결정립 개수/전체 페라이트 결정립 개수] × 100
   [관계식 2]
   Fa5 = [5 ㎛ 이상의 페라이트 결정립 면적/전체 페라이트 결정립 면적] ×100
   
2. 삭제
3. 제 1항에 있어서, Ti를 0.05%이하(여기에서 0%는 미포함), B를 0.003%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연 강판.
   
4. 제 1항 또는 제 3항에 기재된 냉연강판의 표면에 용융아연도금처리된 용융아연도금강판.
   
5. 제 4항의 용융아연도금강판을 합금화 열처리함으로써 얻어지는 합금화 용융아연도금강판.
   
6. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.3%, 실리콘(Si): 0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 그리고 Cr, Ni, Mo를 1종 또는 2종 이상의 합:2% 이하(여기에서 0%는 미포함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 강 슬라브를 통상의 열간압연 조건으로 압연한 후, 750~550℃ 의 온도범위에서 권취하는 단계;
   상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
   상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 가열한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 350℃이하 까지 냉각하는 1차 소둔 단계; 및
   상기 1차 소둔 후 Ac1~Ac3 범위의 온도로 가열·유지한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 Ms ~ Bs의 온도 범위까지 냉각하고, 이어, 30초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 2차 소둔 단계;를 포함하는 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
   
7. 삭제
8. 제 6항에 있어서, Ti를 0.05%이하(여기에서 0%는 미포함), B를 0.003%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판 제조방법.
   
9. 제 6항에 있어서, 상기 냉연강판은 2차 소둔 단계 이전의 미세조직이 면적분율로 20% 이하의 페라이트와 잔여 저온 변태조직으로 이루어져 있음을 특징으로 하는 연성과 구멍가공성이 우수한 고강도 냉연강판 제조방법.
   

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