KR102164092B1 - 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판 - Google Patents

버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 버링성이 우수한 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 나이탈(Nital) 용액으로 에칭 처리한 t/4 지점의 단면 표면에서(여기서, t는 강판 두께를 의미함) 양각으로 존재하는 경질조직의 분율이 40면적% 이상이고, 상기 경질조직 중 에스펙트 비(aspect ratio, 장축방향길이/단축방향길이)가 2 이상인 침상 경질조직의 분율이 70면적% 이상일 수 있다.

Description

버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판{High strength cold rolled steel sheet and galvannealed steel sheet having excellent burring property}
본 발명은 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판에 관한 것이며, 상세하게는 고강도 특성을 가지면서도 버링성을 효과적으로 향상시킨 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판에 관한 것이다.
자동차용 강판은 지구환경 보존을 위한 연비 규제와 충돌 등 사고 시의 탑승자 안정성을 확보하기 위하여, 고강도 강재의 채용을 늘려가고 있다. 자동차용 강재의 등급은 통상 인장강도와 연신율의 곱(TS×EL)으로 나타내는 경우가 많으며, 반드시 이로 제한되는 것은 아니지만 TS×EL이 25,000MPa·% 미만인 AHSS(Advanced High Strength Steel), 50,000MPa·%를 초과하는 UHSS(Ultra High Strength Steel), 그리고 AHSS와 UHSS 사이의 값을 가지는 X-AHSS(Extra-Advanced High Strength Steel) 등이 대표적인 예로 제시될 수 있다.
강재의 등급이 정해지면, 인장강도와 연신율의 곱이 대략 일정하게 결정되는 것이기 때문에, 강재의 인강강도와 연신율을 동시에 만족시키는 것이 용이하지 않다. 인장강도와 연신율은 서로 반비례하는 것이 일반적인 강재의 특성이기 때문이다.
강재의 강도와 연신율의 곱을 높이기 위하여 새로운 개념을 가지는 강재로서, 강재 내에 잔류 오스테나이트가 존재하여 가공성과 강도 모두를 향상시킬 수 있는 소위 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 현상을 이용한 강재가 개발되었으며, 이와 같은 TRIP 강은 동일한 강도에서도 연신율이 향상되어 고성형성의 고강도 강재를 제조하는데 주로 활용되어 왔다.
이와 같은 종래의 강재는 인장강도나 연신율은 일정 수준으로 확보할 수 있을지라도, 1180MPa급 이상의 인장강도를 가지는 고강도 강재에 있어서 일정 수준 이상의 연신율을 확보하는 데에는 기술적 한계가 존재한다. 전술한 바와 같이, 인장강도와 연신율은 서로 반비례하는 것이 강재의 일반적인 특성이기 때문이다. 특히, 1180MPa급 이상의 인장강도를 가지는 고강도 강재의 경우 일정 수준 이상의 버링성을 확보하지 못하므로 자동차용 강재에 적합한 가공성을 구비하지 못하는 문제점이 존재한다.
버링성은 강재의 구멍 확장 가공성을 평가하는 물성으로 널리 이용되었으나, 최근에는 버링성이 반드시 강재의 구멍 확장 가공성을 평가하는 물성만으로 국한되어 해석되는 것은 아니다. 즉, 극심한 가공을 받는 강재에서 버링성이 충분히 확보되지 않으면 강재의 파손을 방지하기 어려우므로, 버링성은 극심한 가공 조건에서 강재의 파손 저항성을 확인할 수 있는 지표로 이용될 수 있다. 즉, 냉간 프레스 가공과 같이 극심한 조건에서 가공되는 자동차용 강재의 경우, 가공에 의한 강재의 파손을 방지하기 위하여 고강도 특성뿐만 아니라 우수한 버링성이 요구된다.
일본 공개특허공보 특개2014-019905호 (2014.02.03. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 버링성이 우수한 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 나이탈(Nital) 용액으로 에칭 처리한 t/4 지점의 단면 표면에서(여기서, t는 강판 두께를 의미함) 양각으로 존재하는 경질조직의 분율이 40면적% 이상이고, 상기 경질조직 중 에스펙트 비(aspect ratio, 장축방향길이/단축방향길이)가 2 이상인 침상 경질조직의 분율이 70면적% 이상일 수 있다.
상기 경질조직은 래스 마르텐사이트(lath martensite), 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite), 상부 베이나이트(upper bainite), 하부 베이나이트(lower bainite), 잔류 오스테나이트(remained austenite) 및 탄화물 중 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은 15면적% 미만의 페라이트를 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 알루미늄(Al)은 0.01~0.09중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 0.01~0.7중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 0.2~0.6중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함될 수 있다.
상기 몰리브덴(Mo)은 0.02~0.08중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함될 수 있다.
상기 냉연강판은, 1180MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율, 25% 이상의 구멍 확장비(Hole Expansion Ratio, HER)를 가질 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 합금화 용융아연도금강판은 소지강판 및 상기 소지강판의 표면 상에 형성된 합금화 용융아연도금층을 포함하며, 상기 소지강판은 상기 냉연강판일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 버링성이 우수한 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 냉간압연하고, 상기 냉간압연된 강재를 Ac3 이상의 온도범위까지 가열하고, 상기 가열된 강재를 580~620℃의 온도범위까지 2~10℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 상기 서냉된 강재를 (Ms-120℃)~Ms의 온도범위까지 7~30℃/s의 냉각속도로 급냉하고, 상기 급냉된 강재를 Ms 초과, (Ms+120℃) 이하의 온도범위에서 300~600초 동안 유지하는 분배처리에 의해 제조될 수 있다.
상기 냉간압연된 강재는 제1 가열 및 제2 가열에 의해 Ac3 이상의 온도범위까지 가열되며, 상기 제1 가열의 승온속도는 20~30℃/s이고, 상기 제2 가열의 승온속도는 2~6℃/s일 수 있다.
상기 제1 가열의 가열 정지온도는 (Ac3-120℃)~(Ac3-50℃)이고, 상기 제2 가열은 상기 제1 가열의 가열 정지온도에서 개시되어 Ac3 이상에서 정지될 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 알루미늄(Al)은 0.01~0.09중량%의 함량으로 상기 강재에 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 0.01~0.7중량%의 함량으로 상기 강재에 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 0.2~0.6중량%의 함량으로 상기 강재에 포함될 수 있다.
상기 몰리브덴(Mo)은 0.02~0.08중량%의 함량으로 상기 강재에 포함될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 버링성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판은 상기 냉연강판의 표면에 용융아연도금층을 형성하고 합금화처리하여 제조될 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 고강도 특성을 가지면서도 연신율 특성 및 버링성이 우수하여 자동차용 강판으로 특히 적합한 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.
도 1은 시간에 대한 온도변화를 이용하여 본 발명의 제조공정을 개략적으로 나타낸 그래프이다.
도 2 및 도 3은 각각 발명예 1 및 비교예 1의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진이다.
본 발명은 버링성이 우수한 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판과 이들의 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한, 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다. 상기 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 각각 중량%로, 0.01~0.09%, 0.2~0.7%, 0.02~0.08%의 함량으로 포함될 수 있다.
탄소(C) 0.13~0.25%
탄소(C)는 경제적으로 강도를 확보할 수 있는 중요한 원소이므로, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 탄소(C) 함량의 하한을 0.13%로 제한할 수 있다. 다만, 탄소(C)가 과다하게 첨가되는 경우, 용접성이 열화되는 문제점이 발생할 수 있으므로, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.25%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.15~0.25%의 범위일 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.14~0.25%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.14~0.20%의 범위일 수 있다.
실리콘(Si): 1.0~2.0%
실리콘(Si)은 강재의 강도 및 연신율을 효과적으로 향상시킬 수 있는 원소이므로, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 실리콘(Si) 함량의 하한을 1.0%로 제한할 수 있다. 실리콘(Si)은 표면 스케일 결함을 유발할 뿐만 아니라 도금강판의 표면특성을 저하시키고, 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 통상 실리콘(Si)의 함량은 1.0% 이하의 범위로 제한되는 경우가 많았으나, 최근 도금기술의 발전 등에 의해 강 중 함량 2.0% 정도까지는 큰 문제없이 제조할 수 있게 되었으므로, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 실리콘(Si) 함량은 1.0~2.0%의 범위일 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량은 1.2~2.0%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 1.2~1.8%의 범위일 수 있다.
망간(Mn): 1.5~3.0%
망간(Mn)은 강재 내에 존재할 경우 고용강화에 큰 역할을 할 수 있는 원소이며, 변태강화강에서 경화능 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 하한을 1.5%로 제한할 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과다하게 첨가되는 경우, 용접성과 냉갑압연 부하 등의 문제가 발생할 가능성이 높으며, 소둔 농화물 형성에 의해 덴트(dent)와 같은 표면결함을 유발할 수 있으므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 3.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 망간(Mn) 함량은 1.5~3.0%의 범위일 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량은 2.0~3.0%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 방간(Mn) 함량은 2.2~2.9%의 범위일 수 있다.
알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합: 0.08~1.5%
알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 강도 증가 및 페라이트역 확장 원소로서 페라이트 분율을 확보하는데 유용한 원소이므로, 본 발명은 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 함량의 합을 0.08% 이상으로 제한할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)이 과다하게 첨가되는 경우, 슬라브의 표면 품질 저하 및 제조비용의 증가가 문제되므로, 본 발명은 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 함량의 합을 1.5% 이하로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 함량의 합은 0.08~1.5%의 범위일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.09%
알루미늄(Al)은 강 중 산소(O)와 결합하여 탈산 작용을 하고, 실리콘(Si)과 같이 페라이트 내 탄소(C)를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 중요한 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 알루미늄(Al) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 연주 시 노즐막힘이 발생할 가능성이 있으며, 강도 증가에 따른 버링성 저하가 문제될 수 있으므로, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.09%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al) 함량은 0.01~0.09%의 범위일 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.02~0.09%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.02~0.08%의 범위일 수 있다. 본 발명에서 알루미늄(Al)이라 함은 산 가용성 Al(sol.Al)을 의미한다.
크롬(Cr): 0.01~0.7%
크롬(Cr)은 효과적인 경화능 향상 원소이므로, 본 발명은 강도 향상의 효과를 달성하기 위하여 크롬(Cr) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 크롬(Cr)이 과다하게 첨가되는 경우 실리콘(Si)의 산화를 촉진시켜 열연재 표면의 적스케일 결함을 증가시키고, 최종 강재의 표면 품질을 저하를 유발하므로, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.7%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 크롬(Cr) 함량은 0.01~0.7%의 범위일 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.1~0.7%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.2~0.6%의 범위일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.02~0.08%
몰리브덴(Mo) 역시 경화능 향상에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 본 발명은 강도 향상의 효과를 달성하기 위해 몰리브덴(Mo) 함량의 하한을 0.02%로 제한할 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)은 고가의 원소로서 과다 첨가는 경제성 측면에서 바람직하지 않으며, 몰리브덴(Mo)이 과다하게 첨가되는 경우 강도가 과도하게 증가하여 버링성이 저하되는 문제가 발생하므로, 본 발명은 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 0.08%로 제한할 수 있다. 바람직한 몰리브덴(Mo) 함량은 0.03~0.08%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 몰리브덴(Mo) 함량은 0.03~0.07%의 범위일 수 있다.
인(P): 0.1% 이하
인(P)은 강의 성형성을 해지지 않으면서도 강도 확보에 유리한 원소이나, 과다하게 첨가되는 경우 취성 파괴가 발생할 가능성이 크게 높아져 열간압연 도중 슬라브의 판파단이 발생할 가능성이 증가되며, 도금표면 특성을 저해하는 원소로도 작용할 수 있다. 따라서, 본 발명은 인(P) 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 인(P) 함량의 상한은 0.05%일 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외될 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이므로, 그 함량을 가급적 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 황(S)은 강의 연성 및 용접성을 저해하는 원소로서 본 발명에서는 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명은 황(S) 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 황(S) 함량의 상한은 0.005%일 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외될 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하
질소(N)는 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이다. 질소(N)는 가능한 낮게 관리하는 것이 중요하나, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명은 조업조건상 가능한 범위를 고려하여 질소(N) 함량의 상한을 0.01%로 제어할 수 있으며, 보다 바람직한 질소(N) 함량의 상한은 0.005%일 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외될 수 있다.
보론(B): 0.001~0.005%
보론(B)은 고용에 의한 강도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이며, 소량 첨가에 의하더라도 이와 같은 효과를 확보할 수 있는 유효한 원소이다. 따라서, 보 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 보론(B) 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 다만, 보론(B)이 과다하게 첨가되는 경우, 강도 향상 효과는 포화되는 반면, 표면에 과다한 보론(B) 농화층을 형성하여 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, 본 발명은 보론(B) 함량의 상한을 0.005%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 보론(B) 함량은 0.001~0.005%의 범위일 수 있다. 바람직한 보론(B) 함량은 0.001~0.004%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 보론 함량은 0.0013~0.0035%의 범위일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.04%
티타늄(Ti)은 강의 강도 상승 및 입도 미세화에 유효한 원소이다. 또한, 티타늄(Ti)은 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성하므로, 보론(B)이 질소(N)와 결합되어 보론(B)의 첨가 효과가 소실되는 것을 효과적으로 방지할 수 있는 원소이다. 따라서, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, 티타늄(Ti)이 과도하게 첨가되는 경우, 연주 시 노즐 막힘을 유발하거나, 과도한 석출물 생성에 의해 강의 연성이 열화될 수 있으므로, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.04%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.04%의 범위일 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.01~0.04%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.01~0.03%의 범위일 수 있다.
본 발명의 냉연강판은, 상술한 강 조성 이외 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 달리 특별히 표시하지 않는 한, 미세조직의 비율을 나타내는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 발명자들은 강재의 강도와 연신율을 동시에 확보하는 동시에, 버링성도 겸비시키기 위한 조건을 검토한 결과, 강재의 조성과 조직의 종류 및 분율을 적절히 제어하여 강도와 연신율을 적정범위로 제어하더라도, 강재에 존재하는 조직의 형태를 적절하게 제어하지 않으면 높은 버링성을 얻을 수 없다는 사실을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
본 발명은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하되, 경질조직의 분율 및 형태를 적절히 제어하므로, 강재의 고강도 특성을 확보하면서도 연신율 및 버링성을 효과적으로 확보하는 TRIP 강재를 그 대상으로 한다.
일반적으로, TRIP 강재는 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다. 페라이트는 강재의 연신율을 확보하기 위하여 강재 내에 소정의 범위로 포함될 수 있으며, 마르텐사이트는 높은 강도 확보를 위하여 강재 내에 소정의 범위로 포함될 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트는 가공 과정 중 마르텐사이트로의 변태를 위해 강재 내에 소정의 범위로 포함될 수 있으며, 잔류 오스테나이트는 이러한 변태 과정을 통해 강재의 가공성 향상에 기여할 수 있다.
본 발명은 특히 1180MPa 이상의 인장강도를 구비하면서도, 우수한 연신율 및 버링성을 동시에 확보한 TRIP 강재를 제공하고자 한다. 따라서, 본 발명은 강재의 강도 확보를 위해 일정 수준 이상의 경질조직을 포함할 수 있으며, 크랙 전파 억제에 의한 버링성 향상 효과를 위해 강재 내에 형성된 경질조직 중 침상형 경질조직이 차지하는 비율을 일정 수준 이상으로 제어할 수 있다.
본 발명의 경질조직은 다음과 같이 정의할 수 있다. 질산(HNO3)을 포함하는 나이탈(Nital) 용액을 이용하여 일정 시간 동안 강재의 표면을 에칭 처리하는 경우, 나이탈 용액과의 반응에 의한 식각 정도는 각각의 조직에 따라 상이하게 나타날 수 있다. 즉, 나이탈 용액에 의한 에칭 처리 시 연질조직은 경질조직에 비해 상대적으로 다량 식각되므로, 연질조직 및 경질조직은 에칭 처리된 강재의 표면 상에서 각각 음각 및 양각으로 존재하게 된다. 따라서, 본 발명은 3~5%의 질산(HNO3)을 포함하는 나이탈(Nital) 용액을 이용하여 3~10초간 강재의 표면을 에칭 처리한 후, 에칭 처리된 강재의 표면 상에서 양각으로 존재하는 부분의 조직을 경질조직으로, 에칭처리된 강재의 표면 상에서 음각으로 존재하는 부분의 조직을 연질조직으로 정의한다. 본 발명에서, 미세조직은 t/4 지점의 단면을 기준으로 측정한다. t는 강재의 강재의 두께(mm)를 의미한다.
본 발명의 경질조직은 래스 마르텐사이트(lath martensite), 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite), 상부 베이나이트(upper bainite), 하부 베이나이트(lower bainite), 잔류 오스테나이트(remained austenite) 및 탄화물 중 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다. 본 발명은 인장강도 1180MPa 이상의 고강도 강재를 제공하고자 하므로, 본 발명의 경질조직은 에칭 처리된 표면의 면적 대비 40면적% 이상의 분율로 강재에 포함되는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 경질조직 중 에스펙트 비(aspect ratio, 장축방향길이/단축방향길이)가 2 이상인 침상 경질조직은, 에칭 처리된 표면에서 양각으로 존재하는 경질조직의 전체 면적 대비 70면적% 이상의 분율로 강재에 포함되는 것이 바람직하다. 침상 경질조직은 강재의 가공 시 발생하는 크랙의 이동 경로를 제한하여 크랙의 전파를 효과적으로 억제하므로, 전체 경질조직 중 침상 경질조직이 차지하는 비율이 증가할 수록 강재의 버링성이 증가하는 경향을 나타낸다. 따라서, 본 발명은 목적하는 버링성 확보를 위해 전체 경질조직 중 침상 경질조직의 비율을 70면적% 이상으로 제한할 수 있다.
더불어, 통상적인 TRIP 강재에서 연신율 확보를 위해 연질 조직인 페라이트의 비율을 15면적% 이상으로 제어하는 것이 일반적이다. 다만, 본 발명은 1180MPa 이상 수준의 인장강도를 구현하고자 하므로, 15면적% 이상의 페라이트는 강도 확보 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명은 페라이트의 비율을 15면적% 미만으로 제한하며, 그에 따라 1180MPa 이상 수준의 인장강도를 효과적으로 구현할 수 있다. 본 발명은 인강강도 및 항복강도 확보 측면에서 페라이트 비율의 하한을 특별히 한정하지는 않으나, 불가피하게 형성되는 페라이트를 전면적으로 배제하지는 않는다는 측면에서, 바람직한 페라이트 분율의 하한은 3면적%일 수 있다.
또한, 본 발명은 전술한 냉연강판 상에 용융아연도금층이 형성된 용융아연도금강판을 포함할 수 있으며, 이를 합금화 처리한 합금화 용융아연도금강판을 포함할 수 있다. 용융아연도금층은 내식성 확보를 위해 통상적으로 이용되는 조성으로 구비될 수 있으며, 아연(Zn) 외에 알루미늄(Al), 마그네슘(Mg) 등의 추가 원소를 포함할 수 있다.
이와 같은 조건을 충족하는 본 발명의 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판은, 1180MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율 및 25% 이상의 구멍확장비(Hole Expansion Ratio, HER)를 만족할 수 있다. 가공성 화보 측면에서 보다 바람직한 구멍확장비(HER)는 30% 이상일 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
상술한 조성의 강재를 냉간압연 한 후, 상기 냉간압연된 강재가 완전히 오스테나이트로 변태되도록 상기 강재를 가열하고, 상기 가열된 강재를 580~620℃의 온도범위까지 2~10℃/s의 냉각속도로 서냉하고, 상기 서냉된 강재를 (Ms-120℃)의 온도범위까지 7~30℃의 냉각속도로 급냉하고, 상기 급냉된 강재를 Ms 초과, (Ms+120℃)의 온도범위에서 300~600초 동안 유지하여 분배처리할 수 있다. 시간에 따른 온도 변화를 이용하여 냉간압연 이후의 공정 조건을 도 1에 묘사하였다.
본 발명의 냉간압연에 제공되는 강재는 열연재일 수 있으며, 이와 같은 열연재는 통상의 TRIP 강 제조에 이용되는 열연재일 수 있다. 본 발명의 냉간압연에 제공되는 열연재의 제조방법은 특별히 제한되는 것은 아니나, 상술한 조성으로 구비되는 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위에서 재가열하고, 800~950℃의 마무리 압연 온도범위에서 열간압연하고, 750℃ 이하의 온도범위에서 권취하여 제조될 수 있다. 본 발명의 냉간압연 역시 통상의 TRIP 강 제조에 있어서 실시되는 공정 조건으로 실시될 수 있다. 고객사의 요구 두께를 확보하기 위하여 적절한 압하율로 냉간압연을 실시할 수 있으나, 후속의 소둔 공정에서의 조대 페라이트 생성을 억제하기 위하여 30% 이상의 냉간 압하율로 냉간압연을 실시하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 공정 조건에 대하여 보다 상세히 설명한다.
냉간압연 후 오스테나이트 영역으로 강재를 가열
냉간압연된 강재의 조직을 모두 오스테나이트로 변태시키기 위하여 강재를 오스테나이트 온도 영역(full austenite 영역)으로 가열한다. 통상 페라이트를 일정 수준으로 포함하는 TRIP 강의 경우 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 소위 이상역 온도 구간으로 강재를 가열하는 경우가 많으나, 이와 같이 가열할 경우 본 발명에서 의도하는 페라이트 균일분포 및 입도 미세화 효과를 얻기가 매우 곤란할 뿐만 아니라, 열간압연 과정에서 생성된 밴드 조직이 그대로 잔존하여 버링성 개선에 불리하다. 따라서, 본 발명에서는 냉간압연된 강재를 Ac3 이상의 오스테나이트 영역으로 가열한다.
본 발명에서 냉간압연된 강재의 가열은 제1 가열 및 제2 가열을 포함하는 2단의 가열 조건이 적용될 수 있다. 즉, 냉간압연된 강재는 20~30℃/s의 승온속도로 (Ac3-120℃)~(Ac3-50℃)의 온도범위까지 제1 가열되며, 제1 가열된 강재는 2~6℃/s의 승온속도로 Ac3 이상의 온도범위까지 제2 가열될 수 있다. 통상적으로 강재의 가열시 목표 가열온도까지 일정한 승온속도가 적용되는 것이 일반적이다. 강재의 가열 시간이 증가할수록 산화물 형성량이 증가하며, 그에 따라 최종 강재의 표면 품질이 열위하게 구현될 수 있다. 또한, 강재의 가열 시간이 증가할수록 초기 오스테나이트의 결정립이 조대화되므로, 최종 강재에 있어서 본 발명이 목적하는 침상 조직을 충분히 형성할 수 없게 된다.
따라서, 본 발명은 비교적 빠른 20~30℃/s의 승온속도로 (Ac3-120℃)~(Ac3-50℃)의 온도범위까지 냉간압연된 강재를 제1 가열하여, 초기 오스테나이트 조직의 조대화를 방지함과 동시에 산화물 형성을 적극 억제할 수 있다. 본 발명은 가열 시간의 감축 효과를 달성하기 위해 제1 가열의 승온속도 하한을 20℃/s로 제한될 수 있다. 다만, 과도한 열원 공급은 경제성 측면에서 바람직하지 않으며, 과다한 산화물 형성을 유발할 수 있는바, 본 발명은 제1 가열의 승온속도를 30℃/s 이하로 제한할 수 있다. 또한, 본 발명은 가열 시간의 감축 효과를 달성하기 위해 제1 가열의 가열 정지온도 하한을 (Ac3-120℃)로 제한할 수 있다. 다만, 제1 가열의 가열 정지온도가 과다하게 높은 경우, 강재 표면측과 중심부측의 재질 편차가 유발될 수 있는바, 본 발명은 제1 가열의 가열 정지온를 (Ac3-50℃) 이하의 범위로 제한할 수 있다. 도 1에서 x 및 y는 각각 50℃ 및 120℃를 의미할 수 있다.
또한, 본 발명에서 제1 가열 완료된 강재는 제1 가열의 가열 정지온도로부터 2~6℃/s의 승온속도로 Ac3 이상의 온도범위까지 제2 가열될 수 있다. 제2 가열은 냉간압연된 강재의 가열 시 초기 오스테나이트의 조대화 및 산화물의 과다 형성을 방지하면서도, 강재 표면측과 중심부측의 재질 편차 저감을 고려한 가열 공정이다. 제2 가열의 승온속도가 일정 수준 미만인 경우, 가열 시간의 증가를 초래하므로 본 발명의 제2 가열은 2℃/s 이상의 승온속도로 실시될 수 있다. 또한, 제2 가열의 승온속도가 과다한 경우, 강재 표면측과 중심부측의 재질 편차를 완화할 시간을 충분히 제공하지 못하는 반면 과다한 산화물 생성을 유발할 수 있는바, 본 발명은 제2 가열의 승온속도를 6℃/s 이하로 제한할 수 있다. Ac3 이상의 온도로 가열된 강재는 해당 온도에서 일정 시간 유지된 후 서냉될 수 있다.
가열된 강재를 580~620℃의 영역까지 서냉
본 발명은 페라이트의 최종 강재의 강도 확보를 위해 페라이트의 분율을 15면적% 이하로 제한하고자 하므로, 냉각 곡선 상 페라이트의 노즈를 회피 가능한 620℃ 이하의 서냉 정지온도까지 가열된 강재의 냉각을 실시할 수 있다. 또한, 본 발명은 펄라이트의 형성을 의도하지 않으므로, 펄라이트의 형성을 방지하기 위하여 서냉 정지온도의 하한을 580℃로 제한할 수 있다. 조대한 페라이트의 형성을 억제하기 위하여 냉각속도의 하한을 2℃/s로 제한할 수 있으며, 최종 조직의 균일화 및 미세화를 위해 냉각 속도의 상한을 10℃/s로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 서냉은 가열된 강재를 2~10℃/s의 냉각속도로 580~620℃의 온도범위까지 냉각할 수 있다.
서냉된 강재를 (Ms-120℃)~Ms의 영역까지 급냉
본 발명에서 의도하는 비율의 경질조직을 얻기 위해서, 서냉된 강재를 바로 (Ms-120℃)~Ms의 온도범위까지 급냉하는 절차가 후속되어 수행될 수 있다. 여기서 Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 의미한다. 본 발명은 최종 강재에 일정 비율의 마르텐사이트를 형성시키고자 하므로, 급냉 종료온도의 상한을 Ms로 제한할 수 있다. 다만, 급냉 종료온도가 과도하게 낮은 경우, 마르텐사이트가 과도하게 형성되어 목적하는 비율의 잔류 오스테나이트를 형성할 수 없으므로, 본 발명은 급냉 종료온도의 하한을 (Ms-120℃)의 범위로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 강재에는 페라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 미세조직으로 포함될 수 있으며, 냉각 조건에 따라 일부 베이나이트가 미세조직에 포함될 수 있다. 본 발명이 목적하는 조직을 형성을 위한 바람직한 급냉 냉각속도는 7~30℃/s의 범위일 수 있으며, 바람직한 하나의 수단으로 켄칭(Quenching)이 이용될 수 있다.
급냉 된 강재를 분배(Partitioning) 처리
급냉 된 조직 중 마르텐사이트는 탄소를 다량 함유하고 있던 오스테나이트가 부확산 변태한 것이기 때문에, 마르텐사이트 내에는 다량의 탄소가 함유되어 있다. 이러한 경우, 조직의 경도가 높아질 수 있으나, 반대로 인성이 급격히 열화되는 문제가 발생할 수 있다. 통상의 경우, 제조된 강판을 높은 온도에서 추가 템퍼링 처리하여 마르텐사이트 내에서 탄소가 탄화물로 석출하도록 하는 방법을 사용하나, 본 발명에서는 특유의 방직으로 조직을 제어하기 위하여 추가 템퍼링이 아닌 다른 방법을 사용한다.
본 발명은 급냉된 강재를 Ms 초과, (Ms+120℃) 이하의 온도범위에서 300~600초 동안 유지하여 분배처리할 수 있다. 여기서 Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 의미한다. 해당 온도범위에서의 분배 처리를 통해 마르텐사이트 내에 존재하던 탄소가 고용량의 차이로 인하여 잔류 오스테나이트로 분배(Partitioning)될 수 있다. 잔류 오스테나이트에 고용되는 탄소량이 증가하는 경우 잔류 오스테나이트의 안정성이 증대되므로, 목적하는 비율의 잔류 오스테나이트를 효과적으로 확보할 수 있다.
또한, 본 발명은 급냉된 강재를 Ms 초과, (Ms+120℃) 이하의 온도범위에서 유지하여 분배처리하므로, 침상 경질조직의 분율 확보에 유리한 하부 베이나이트(lower bainite)를 효과적으로 형성할 수 있으며, 그에 따라 본 발명에서 의도하는 미세조직을 유효하게 형성할 수 있다.
충분한 분배 효과를 얻기 위해서는 상술한 유지시간은 300초 이상일 수 있다. 다만, 유지시간이 600초를 초과하는 경우, 더 이상 효과의 상승을 기대하기 어려울 뿐 아니라, 생산성이 저하될 수도 있으므로, 본 발명의 일 측면에서는 상술한 유지시간의 상한을 600초로 제한할 수 있다.
전술한 처리를 거진 냉연강판은 이후 공지된 방법에 의하여 도금처리될 수 있다. 본 발명의 도금처리는 아연계 도금처리, 알루미늄계 도금처리, 합금도금처리, 합금화 도금처리 등을 포함하는 모든 종류의 도금처리일 수 있다.
이상의 제조방법에 의해 제조된 냉연강판은, 나이탈(Nital) 용액으로 에칭 처리한 표면에서 양각으로 존재하는 경질조직의 분율이 40면적% 이상이고, 상기 경질조직 중 에스펙트 비(aspect ratio, 장축방향길이/단축방향길이)가 2 이상인 침상 경질조직의 분율이 70면적% 이상일 수 있다.
또한, 이상의 제조방법에 의해 제조된 냉연강판은, 1180MPa의 인장강도, 14% 이상의 연신율, 25% 이상의 구멍 확장비(Hole Expansion Ratio, HER)를 만족할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
아래의 표 1에 기재된 조성의 강재를 표 2에 기재된 조건으로 처리하여 냉연강판을 제조하였다. 표 2에서 급냉은 냉연강판의 표면에 미스트를 분사하거나 질소가스 또는 질소-수소 혼합가스를 분사하는 방법으로 실시하였다. 비교예 1은 급냉 후 유지 시간이 본 발명의 조건보다 짧은 경우이며, 비교예 3은 제2 가열 정지 온도가 본 발명의 조건보다 낮은 경우이다. 비교예 4는 서냉 정지 온도가 본 발명의 범위보다 높은 경우이며, 비교예 5는 급냉 정지 온도가 본 발명의 범위보다 낮은 경우이다. 비교예 6은 제1 가열의 승온 속도가 본 발명의 범위보다 낮은 경우이다. 급냉 후 유지 온도는 모든 발명예와 비교예에서 Ms 초과, (Ms+120℃)이하의 범위를 충족한다.
구분 강 조성(wt%)
C Si Mn P S Al N Cr Mo Ti B
발명예1 0.23 1.8 2.4 0.02 0.003 0.03 0.006 0.3 0.01 0.02 0.002
발명예2 0.2 1.7 2.6 0.006 0.005 0.21 0.004 0.01 0.03 0.02 0.002
발명예3 0.16 1.1 2.8 0.011 0.006 0.047 0.005 0.03 0.02 0.02 0.002
비교예1 0.22 1.2 2.5 0.008 0.005 0.39 0.006 0.05 0.05 0.02 0.002
비교예2 0.27 0.1 1.1 0.015 0.008 0.043 0.005 0.002 0.01 0.02 0.002
비교예3 0.16 1.4 2.2 0.01 0.005 0.03 0.006 0.008 0 0.02 0.002
비교예4 0.23 1.8 2.4 0.02 0.003 0.03 0.006 0.3 0.01 0.02 0.002
비교예5 0.23 1.8 2.4 0.02 0.003 0.03 0.006 0.3 0.01 0.02 0.002
비교예6 0.23 1.8 2.4 0.02 0.003 0.03 0.006 0.3 0.01 0.02 0.002
구분 제1
가열
승온
속도
(℃/s)		 제1
가열
정지
온도
(℃)		 제2
가열
승온
속도
(℃/s)		 제2
가열
정지
온도
(℃)		 가열 후
유지
시간
(초)		 서냉
정지
온도
(℃)		 서냉
시간
(초)		 급냉
정지
온도
(℃)		 급냉 후
유지
온도
(℃)		 급냉 후
유지
시간
(초)		 도금
실시
여부
발명예1 25 750 3 870 60 600 40 300 400 500 실시
발명예2 25 750 3 870 60 600 40 300 400 500 실시
발명예3 25 750 3 850 60 600 40 300 400 500 실시
비교예1 25 750 3 870 60 600 40 300 400 100 실시
비교예2 25 750 3 870 60 600 40 300 400 500 미실시
비교예3 25 750 3 810 60 600 40 300 400 500 실시
비교예4 25 750 3 870 60 670 40 300 400 500 실시
비교예5 25 750 3 870 60 600 40 100 400 500 실시
비교예6 3 750 3 870 60 600 40 300 400 500 실시
상술한 과정에 의해 제조된 냉연강판의 미세조직과 물성을 평가한 결과를 아래의 표 3에 나타내었다. 미세조직은 질소 2%의 나이탈 용액을 이용하여 각 시편의 표면을 에칭한 후 주사 전자 현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)을 이용하여 관찰 및 평가하였다. 표 3에서, 경질조직 비율은 에칭 처리한 표면에서 양각으로 존재하는 경질조직의 면적분율을 의미하며, 침상 경질조직의 분율은 경질조직의 전체 면적에 대한 에스펙트 비(aspect ratio, 장축방향길이/단축방향길이)가 2 이상인 침상 경질조직의 면적분율을 의미한다. 또한, 표 3의 페라이트 분율 및 잔류 오스테나이트 분율은 전체 관찰 영역에서 해당 조직의 면적분율을 의미한다. 강도 및 연신율인 인장 시험을 통해 측정 및 평가하였다. 도금성 평가는 도금강재에 한하여 평가를 실시하였으며, 강재 표면에 미도금된 영역이 존재하는지(X), 그렇지 않은지(O) 여부를 기준으로 판단하였다.
구분 경질
조직
분율
(면적%)		 침상
경질
조직
분율
(면적%)		 페라
이트
분율
(면적%)		 잔류
오스테
나이트 분율
(면적%)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 HER
(%)		 도금성
발명예1 47 88 10 13 1060 1282 18 40 O
발명예2 42 83 11 11 1036 1270 16 38 O
발명예3 41 79 14 10 983 1214 15 35 O
비교예1 44 38 16 4 888 1363 9 17 O
비교예2 66 85 8 3 1135 1445 6 31 -
비교예3 31 35 28 10 643 1165 17 11 O
비교예4 38 78 17 12 840 1265 19 23 O
비교예5 78 89 9 2 1253 1402 5 45 O
비교예6 44 68 8 12 948 1277 17 24 0
상기 표 3에서 확인할 수 있듯이, 본 발명의 조성을 충족하고 본 발명의 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 발명예 3은 경질조직의 분율이 40면적% 이상이고, 이들 경질조직 중 에스펙트 비가 2 이상인 침상 경질조싱의 분율이 70면적% 이상을 만족하므로, 1180MPa 이상의 인장강도를 확보하면서도, 높은 연신율 및 구멍확장성(HER)을 확보함을 확인할 수 있다.
비교예 1은 급냉 후 유지 시간이 본 발명의 조건보다 짧은 경우로, 침상 경질조직이 목적하는 수준으로 형성되지 않았으며, 그에 따라 구멍 확장성(HER)이 목적하는 수준에 도달하지 못함을 확인할 수 있다.
비교예 2는 C 함량이 본 발명의 범위를 초과하고, Si 및 Mn 함량의 본 발명의 범위에 미치지 않은 경우로, 연신율이 목적하는 수준에 도달하지 못함을 확인할 수 있다.
비교예 3은 가열 온도가 본 발명의 범위보다 낮은 경우로, 페라이트가 과도하게 형성되고, 경질조직 및 침상 경질조직이 목적하는 수준으로 형성되지 못하여, 강도 및 구멍 확장성(HER)이 목적하는 수준에 도달하지 못함을 확인할 수 있다.
비교예 4는 서냉 정지온도가 본 발명의 범위보다 높은 경우로, 페라이트가 과다하게 형성되고, 경질조직 분율이 본 발명의 범위에 미치지 못하여, 구멍 확장성(HER)이 목적하는 수준에 도달하지 못함을 확인할 수 있다.
비교예 5는 급냉 정지 온도가 본 발명의 범위보다 낮은 경우로, 경질조직 및 침상 경질조직은 다량 형성된 반면, 잔류 오스테나이트가 목적하는 수준에 미치지 못하여, 연신율이 목적하는 수준에 도달하지 못함을 확인할 수 있다.
비교예 6은 제1 가열의 승온 속도가 본 발명의 범위보다 낮은 경우로, 경질조직 및 침상 경질조직이 목적하는 수준으로 형성되지 못하여, 구멍 확장성(HER)이 목적하는 수준에 도달하지 못함을 확인할 수 있다.
도 2 및 도 3은 각각 발명예 1 및 비교예 1의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진으로, 발명예 1의 경우 경질조직이 밀도가 높을 뿐만 아니라 침상 경질조직이 다량 형성된 반면, 비교예1의 경우 경질조직의 상대적으로 작은 면적에 분포할 뿐만 아니라, 둥근 형태를 나타내는 것을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 1180MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율 및 25% 이상의 구멍확장성(HER)을 동시에 구비하여 자동차용 강판으로 특히 적합한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있음을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (19)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    15면적% 미만의 페라이트를 포함하며,
    나이탈(Nital) 용액으로 에칭 처리한 t/4 지점의 단면 표면에서(여기서, t는 강판 두께를 의미함) 양각으로 존재하는 경질조직의 분율이 40면적% 이상이고,
    상기 경질조직 중 에스펙트 비(aspect ratio, 장축방향길이/단축방향길이)가 2 이상인 침상 경질조직의 분율이 70면적% 이상이며,
    1180MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율, 25% 이상의 구멍 확장비(Hole Expansion Ratio, HER)를 가지는, 버링성이 우수한 고강도 냉연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 경질조직은 래스 마르텐사이트(lath martensite), 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite), 상부 베이나이트(upper bainite), 하부 베이나이트(lower bainite), 잔류 오스테나이트(remained austenite) 및 탄화물 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 버링성이 우수한 고강도 냉연강판.
  3. 삭제
  4. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함하는, 버링성이 우수한 고강도 냉연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 알루미늄(Al)은 0.01~0.09중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함되는, 버링성이 우수한 고강도 냉연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 크롬(Cr)은 0.01~0.7중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함되는, 버링성이 우수한 고강도 냉연강판.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 크롬(Cr)은 0.2~0.6중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함되는, 버링성이 우수한 고강도 냉연강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 몰리브덴(Mo)은 0.02~0.08중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함되는, 버링성이 우수한 고강도 냉연강판.
  9. 삭제
  10. 소지강판 및 상기 소지강판의 표면 상에 형성된 합금화 용융아연도금층을 포함하며,
    상기 소지강판은 제1항, 제2항, 제4항 내지 제8항 중 어느 한 항의 냉연강판인, 버링성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판.

  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 삭제
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  17. 삭제
  18. 삭제
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