KR102200227B1 - Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof - Google Patents

Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof Download PDF

Info

Publication number
KR102200227B1
KR102200227B1 KR1020190079587A KR20190079587A KR102200227B1 KR 102200227 B1 KR102200227 B1 KR 102200227B1 KR 1020190079587 A KR1020190079587 A KR 1020190079587A KR 20190079587 A KR20190079587 A KR 20190079587A KR 102200227 B1 KR102200227 B1 KR 102200227B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
temperature
excluding
cold
Prior art date
Application number
KR1020190079587A
Other languages
Korean (ko)
Inventor
류주현
안연상
최강현
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020190079587A priority Critical patent/KR102200227B1/en
Application granted granted Critical
Publication of KR102200227B1 publication Critical patent/KR102200227B1/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

The present invention provides a cold-rolled steel sheet having excellent machinability, a hot-dip galvanized steel sheet, and a manufacturing method thereof. According to the present invention, the cold-rolled steel sheet comprises 0.08-0.15 wt% of carbon (C), 1 wt% or lower (excluding 0 wt%) of silicon (Si), 1.5-2.5 wt% of manganese (Mn), 1 wt% or lower (excluding 0 wt%) of aluminum (sol.Al), 0.1 wt% or lower (excluding 0 wt%) of phosphorus (P), 0.01 wt% or lower (excluding 0 wt%) of sulfur (S), 0.01 wt% or lower (excluding 0 wt%) of nitrogen (N), and the remainder consisting of Fe and other inevitable impurities. The C, Si, Mn, and Al components are contained to satisfy the following relation formula 1. The cold-rolled steel sheet has a steel sheet microstructure comprising 40-80 area% (excluding 80 area%) of ferrite, less than 30 area% of bainite, less than 20 area% of fresh martensite, less than 5 area% of retained austenite, and less than 5 area% of perlite. Relation formula 1 is as follows: 2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0.

Description

가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연 도금강판 및 그 제조방법{Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof} Cold rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof with excellent workability {Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof}

본 발명은 주로 자동차 구조부재용으로 사용되는 인장강도 590MPa급 이상의 고강도 냉연강판 및 용융아연도금강판의 제조법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 인장강도(TS) 590MPa 이상, 4~6%의 인장 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n)가 0.21이상, 그리고 연성(El)이 26%이상으로 가공성이 우수한 냉연 강판, 용융아연 도금강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet with a tensile strength of 590 MPa or higher, which are mainly used for automobile structural members, and more specifically, a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, in a tensile strain range of 4 to 6%. The measured work hardening index (n) is 0.21 or more, and ductility (El) is 26% or more.

자동차의 충돌시 승객의 안전성을 확보하기 위해 자동차의 안전규제가 강화되고 있다. 이를 위해서는 자동차용 강판의 강도가 높거나 두께가 두꺼워야 하지만, 환경문제로 강화되고 있는 자동차의 연비향상을 위하여 자동차사는 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있다. 자동차의 충돌 안정성 및 경량화를 동시에 확보하기 위해서는 강판의 고강도화가 필연적이다. In order to ensure the safety of passengers in the event of a car crash, automobile safety regulations are being strengthened. To this end, the strength of the steel sheet for automobiles must be high or the thickness of the steel plate for automobiles must be thick, but automobile companies continue to demand weight reduction of the vehicle body in order to improve the fuel economy of automobiles, which are being reinforced due to environmental problems. Increasing the strength of the steel sheet is inevitable in order to secure the collision stability and weight reduction of the vehicle at the same time.

통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다. 그러나 상기 방법들 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기가 매우 어렵다는 단점이 있다. 한편, 석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄, 질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄, 질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 이 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 쉽게 얻을 수 있다는 장점을 가지고 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 됨으로써, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온소둔을 실시하여야 한다는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄,질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도 강을 얻기 곤란하다는 문제점이 있다.Typically, methods of strengthening steel include solid solution strengthening, precipitation strengthening, strengthening by grain refinement, transformation strengthening, and the like. However, among the above methods, solid solution reinforcement and reinforcement by grain refinement have a disadvantage in that it is very difficult to manufacture high-strength steel having a tensile strength of 490 MPa or higher. On the other hand, precipitation-reinforced high-strength steel strengthens the steel sheet by depositing carbon and nitride by adding carbon and nitride forming elements such as Cu, Nb, Ti, V, etc., or by minimizing crystal grains by suppressing grain growth by fine precipitates. It is a technology to secure. This technology has the advantage that high strength can be easily obtained compared to low manufacturing cost, but the recrystallization temperature rises rapidly due to fine precipitates, so that sufficient recrystallization occurs and high-temperature annealing is required to secure ductility. In addition, the precipitation-reinforced steel that is strengthened by depositing carbon and nitride on a ferrite matrix has a problem that it is difficult to obtain a high-strength steel of 600 MPa or higher.

한편, 변태강화형 고강도강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 혹은 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러가지가 개발되어 왔다. 최근 자동차용 강판은 연비향상이나 내구성 향상을 위하여 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 590MPa이상의 고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 사용량이 증대하고 있다. 하지만 강도가 점차로 고강도화 되면서 자동차 부품을 프레스 성형하는 과정에서 크랙이나 주름이 발생하여 복잡한 부품을 제조하는데 한계에 도달하고 있다. 이러한 고강도강의 가공성을 향상시키기 위하여, 변태강화형 고강도강 중 가장 널리 사용되고 있는 DP강의 특성인 저항복비(YR)를 만족하면서 DP강 대비 연성(El) 및 가공경화지수(n)를 향상 시킬 수 있다면, 프레스 성형시 발생하는 크랙이나 주름들과 같은 가공 결함을 방지함으로써, 복잡한 부품에 고강도강의 적용을 확대 시킬 수 있다.On the other hand, transformation-reinforced high-strength steel is a ferrite-martensite dual phase steel containing hard martensite in a ferrite base, and TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel or ferrite using metamorphic organic firing of residual austenite. Many have been developed, such as CP (Complexed Phase) steel composed of hard bainite or martensite structure. In recent years, steel plates for automobiles are demanded for higher strength steel plates to improve fuel economy or durability, and high strength steel plates having a tensile strength of 590 MPa or more are increasing in use as a reinforcing material or for vehicle body structures in terms of collision safety and passenger protection. However, as the strength gradually increases, cracks or wrinkles occur in the process of press-molding automobile parts, reaching the limit in manufacturing complex parts. In order to improve the workability of such high-strength steel, if it is possible to improve the ductility (El) and work hardening index (n) compared to DP steel while satisfying the resistance recovery ratio (YR), which is the most widely used characteristic of the transformation-reinforced high-strength steel. , By preventing processing defects such as cracks and wrinkles that occur during press forming, it is possible to expand the application of high-strength steel to complex parts.

이러한 고장력 강판에 대한 종래기술로 특허문헌 l에 개시된 발명을 들 수 있다. 상기 종래 기술에는 페라이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 2상 복합조직으로 이루어진 열연 강판으로서, 마무리 압연 공정조건을 제어하여 고강도 및 연성을 확보하고 있다. 하지만, 균일 연신율과 성형 한계를 향상케 하고 부품사의 부품 가공성을 개선하기 위해 중요한 가공 경화지수를 증가시키기 위한 제조기술 및 제조방법에 대해서는 기술하고 있지 않다. The invention disclosed in Patent Document 1 is mentioned as a prior art for such a high-tensile steel sheet. In the prior art, as a hot-rolled steel sheet consisting of a two-phase composite structure mainly composed of ferrite and martensite, high strength and ductility are secured by controlling the finish rolling process conditions. However, it does not describe a manufacturing technology and a manufacturing method for increasing the work hardening index, which is important to improve the uniform elongation and molding limit and improve the workability of parts of parts.

특허문헌 2는 페라이트(ferrite)를 기지조직으로 하여, 퍼얼라이트(pearlite) 2~10 면적%를 포함하는 미세조직을 갖는 석출강화형 강판으로서, 주로 Nb, Ti, V 등과 같은 탄,질화물 형성원소의 첨가를 통한 석출 강화 및 결정립 미세화에 의해 강도를 향상시킨 강판으로서 구멍확장성은 양호하나 인장강도를 높이는데 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레스 성형시 크랙이 발생하는 문제점이 있다.Patent Document 2 is a precipitation-reinforced steel sheet having a microstructure including 2 to 10 area% of pearlite, using ferrite as a matrix structure, and is mainly composed of carbon and nitride forming elements such as Nb, Ti, and V. As a steel sheet whose strength is improved by precipitation reinforcement and grain refinement through the addition of, there is a problem in that the hole expansion is good, but there is a limit to increase the tensile strength, and the yield strength is high and the ductility is low, causing cracks during press forming.

또한 다른 종래기술로서, 특허문헌 3의 경우에는 템퍼드 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻으며 연속소둔후의 판형상도 뛰어난 냉연강판의 제조방법을 제공하는자 하였으나, 탄소가 0.2% 이상으로 높아서 용접성의 열위와 Si 다량 함유에 기인한 로내 덴트가 발생할수 있는 문제점이 있다. In addition, as another conventional technique, in the case of Patent Document 3, it was intended to provide a method of manufacturing a cold-rolled steel sheet that simultaneously obtains high strength and high ductility by utilizing tempered martensite and has excellent plate shape after continuous annealing, but the carbon content is as high as 0.2% or more. There is a problem that dents in the furnace may occur due to poor weldability and a large amount of Si.

일본 특허공개 제2000-063955호공보Japanese Patent Laid-Open No. 2000-063955 한국 특허공개 제2015-0073844호공보Korean Patent Publication No. 2015-0073844 일본 특허공개 제2010-090432호공보Japanese Patent Publication No. 2010-090432

따라서 본 발명은 인장강도(TS) 590MPa 이상, 4~6%의 인장 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n)가 0.21이상이고 연성(El)이 26% 이상으로 가공성이 우수한 냉연 강판, 용융아연 도금강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다. Therefore, the present invention is a cold-rolled steel sheet with excellent workability, with a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, a work hardening index (n) of 0.21 or more and a ductility (El) of 26% or more, measured in a tensile strain range of 4 to 6%. It aims to provide a plated steel sheet and its manufacturing method.

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.In addition, the technical problems to be achieved in the present invention are not limited to the technical problems mentioned above, and other technical problems not mentioned are clearly understood by those of ordinary skill in the technical field to which the present invention belongs from the following description. Can be.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, The present invention for achieving the above object,

중량%로, 탄소(C):0.08~0.15%, 실리콘(Si):1.0%이하 (0%는 제외), 망간(Mn):1.5~2.5%, 알루미늄(sol.Al): 1%이하 (0%는 제외), 인(P):0.1% 이하 (0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하 (0%는 제외), 질소(N):0.01% 이하 (0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, C, Si, Mn 및 Al 성분이 하기 관계식 1을 만족하도록 함유되어 있으며, 면적%로 40% 이상 80% 미만의 페라이트, 30% 미만의 베이나이트, 20% 미만의 후레쉬 마르텐사이트, 5% 미만의 잔류 오스테나이트 및 5% 미만의 펄라이트를 포함하는 강판 미세조직을 갖는 가공성이 우수한 냉연강판에 관한 것이다. By weight%, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, aluminum (sol.Al): 1% or less ( 0% excluded), Phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%) , The remaining Fe and other inevitable impurities are included, and the C, Si, Mn, and Al components are contained to satisfy the following relational formula 1, and by area% 40% or more and less than 80% ferrite, 30% or less bainite, 20 It relates to a cold-rolled steel sheet having excellent workability having a steel sheet microstructure containing less than% fresh martensite, less than 5% retained austenite and less than 5% pearlite.

[관계식 1][Relationship 1]

2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0 2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al-1> 0

상기 강판은, Sb : 0.05%이하, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하, V: 0.2% 이하, Mo: 0.3% 이하, Cr:1.0%이하 및 B: 0.003% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다. The steel sheet is at least one selected from Sb: 0.05% or less, Ti: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.2% or less, Mo: 0.3% or less, Cr: 1.0% or less, and B: 0.003% or less It may further include.

상기 강판은 인장강도(TS) 590MPa 이상, 4~6%의 인장 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n)가 0.21이상이고 연성(El)이 26% 이상일 수가 있다. 　The steel sheet may have a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, a work hardening index (n) of 0.21 or more, and a ductility (El) of 26% or more, measured in a tensile strain range of 4 to 6%.

　 상기 강판 표면에 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있을 수 있다. 　A hot dip galvanizing layer or an alloying hot dip galvanizing layer may be formed on the surface of the steel sheet.

또한 본 발명은, In addition, the present invention,

중량%로, 탄소(C):0.08~0.15%, 실리콘(Si):1.0%이하 (0%는 제외), 망간(Mn):1.5~2.5%, 알루미늄(sol.Al): 1%이하 (0%는 제외), 인(P):0.1% 이하 (0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하 (0%는 제외), 질소(N):0.01% 이하 (0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는공정; By weight%, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, aluminum (sol.Al): 1% or less ( 0% excluded), Phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%) , After preparing a steel slab that contains the remaining Fe and other inevitable impurities and satisfies the following relational formula 1, a step of reheating it;

상기 재가열된 강 슬라브를 마무리압연 출측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간 압연한 후, 400~700℃에서 권취하고, 이어, 0.1℃/s 이하의 평균냉각속도로 상온까지 냉각하는 공정; A step of hot-rolling the reheated steel slab so that the finish rolling exit temperature is Ar3~Ar3+50℃, winding at 400~700℃, and then cooling to room temperature at an average cooling rate of 0.1℃/s or less;

상기 냉각된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정; Cold-rolling the cooled hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 40 to 70% to produce a cold-rolled steel sheet;

상기 냉연강판을 750~850℃의 온도(①온도라 한다)에서 연속소둔하는 공정; A step of continuously annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 750 to 850°C (referred to as ① temperature);

상기 연속소둔된 강판을 630~700℃의 온도(②온도라 하다)까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 300~500℃의 온도(③온도라 한다)까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각한 후, 50초 이상 유지하는 공정; 및 The continuously annealed steel sheet is first cooled to a temperature of 630 to 700°C (referred to as temperature ②) at an average cooling rate of 10°C/s or less, and 5°C/s to a temperature of 300 to 500°C (referred to as temperature ③). After secondary cooling at an average cooling rate of s or more, the process is maintained for 50 seconds or more; And

상기 2차 냉각된 냉연강판을 Ms~100℃ 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 공정;을 포함하고, 하기 관계식 2를 만족하는 가공성이 우수한 냉연강판 제조방법에 관한 것이다.A process of cooling the secondary cooled cold-rolled steel sheet to a temperature of Ms to 100°C or less at an average cooling rate of 5°C/s or more, and to a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet having excellent workability that satisfies the following relationship.

[관계식 1][Relationship 1]

2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0 2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al-1> 0

[관계식 2] [Relationship 2]

1297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×② - 0.156×③ - 164 > 01297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×②-0.156×③-164> 0

또한 본 발명은, In addition, the present invention,

중량%로, 탄소(C):0.08~0.15%, 실리콘(Si):1.0%이하 (0%는 제외), 망간(Mn):1.5~2.5%, 알루미늄(sol.Al): 1%이하 (0%는 제외), 인(P):0.1% 이하 (0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하 (0%는 제외), 질소(N):0.01% 이하 (0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는공정; By weight%, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, aluminum (sol.Al): 1% or less ( 0% excluded), Phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%) , After preparing a steel slab that contains the remaining Fe and other inevitable impurities and satisfies the following relational formula 1, a step of reheating it;

상기 재가열된 강 슬라브를 마무리압연 출측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간 압연한 후, 400~700℃에서 권취하고, 이어, 0.1℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 상온까지 냉각하는 공정; A step of hot-rolling the reheated steel slab so that the finish rolling exit temperature is Ar3~Ar3+50℃, winding at 400~700℃, and then cooling to room temperature at an average cooling rate of 0.1℃/s or less;

상기 냉각된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정; Cold-rolling the cooled hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 40 to 70% to produce a cold-rolled steel sheet;

상기 냉연강판을 750~850℃의 온도(①온도라 한다)에서 연속소둔하는 공정; A step of continuously annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 750 to 850°C (referred to as ① temperature);

상기 연속소둔된 강판을 630~700℃의 온도(②온도라 하다)까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 300~500℃의 온도(③온도라 한다)까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각한 후, 50초 이상 유지하는 공정; The continuously annealed steel sheet is first cooled to a temperature of 630 to 700°C (referred to as temperature ②) at an average cooling rate of 10°C/s or less, and 5°C/s to a temperature of 300 to 500°C (referred to as temperature ③). After secondary cooling at an average cooling rate of s or more, the process is maintained for 50 seconds or more;

상기 2차 냉각된 냉연강판을 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금처리하는 공정; 및 A process of hot-dip galvanizing the second cooled cold-rolled steel sheet at a temperature range of 430 to 490°C; And

상기 용융아연도금된 강판을 Ms~100℃ 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 공정;을 포함하고, 하기 관계식 2를 만족하는 가공성이 우수한 용융아연도금강판 제조방법에 관한 것이다. A process for cooling the hot-dip galvanized steel sheet at an average cooling rate of 5°C/s or higher to a temperature of Ms to 100°C or less, and includes, and relates to a method for manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability satisfying the following relational formula 2. .

[관계식 1][Relationship 1]

2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0 2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al-1> 0

[관계식 2] [Relationship 2]

1297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×② - 0.156×③ - 164 > 01297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×②-0.156×③-164> 0

상기 강 슬라브는, Sb : 0.05%이하, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하, V: 0.2% 이하, Mo: 0.3% 이하, Cr:1.0%이하 및 B: 0.003% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다. The steel slab is one selected from Sb: 0.05% or less, Ti: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.2% or less, Mo: 0.3% or less, Cr: 1.0% or less, and B: 0.003% or less It may further include more.

상기 강판은 인장강도(TS) 590MPa 이상, 4~6%의 인장 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n)가 0.21이상 및 연성(El)이 26%이상일 수 있다. The steel sheet may have a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, a work hardening index (n) of 0.21 or more, and a ductility (El) of 26% or more, measured in a tensile deformation range of 4 to 6%.

상기 용융아연 도금처리된 강판에 합금화 열처리를 행한 후, Ms~100℃이하의 온도까지 5℃이상의 평균 냉각속도로 냉각할 수 도 있다.After performing the alloying heat treatment on the hot-dip galvanized steel sheet, it may be cooled to a temperature of Ms ~ 100°C or less at an average cooling rate of 5°C or more.

상술한 바와 같이, 본 발명은 강 조성성분과 제조공정을 최적화 하여, DP강의 특성인 낮은 항복비를 만족하면서, DP강 대비 연성(El) 및 가공경화지수(n)가 우수한 냉연강판 용융아연도금 고장력 강판을 효과적으로 제공할 수 있다. 따라서 프레스 성형시 발생하는 크랙이나 주름들과 같은 가공 결함을 방지할 수 있으므로, 가공성이 크게 요구되는 복잡한 형상을 갖는 자동차용 구조용 부품에 다양하게 이용될 수 있으며, 아울러 재질 및 도금 특성을 일시에 확보할 수 있다는 이점도 있다. As described above, the present invention optimizes the steel composition and manufacturing process, satisfies the low yield ratio characteristic of DP steel, and has superior ductility (El) and work hardening index (n) compared to DP steel hot-dip galvanizing High-tensile steel sheets can be effectively provided. Therefore, it is possible to prevent processing defects such as cracks and wrinkles that occur during press molding, so it can be used in various ways for structural parts for automobiles having complex shapes that require great workability, and secure material and plating characteristics at once. There is also the advantage of being able to do it.

이하, 본 발명을 설명한다. Hereinafter, the present invention will be described.

본 발명자들은 강 조성 성분 및 소둔 조업조건이 특정한 관계를 만족할 때, 목표로 하는 인장물성과 미세조직을 구현할 수 있음을 실험을 통해 확인하고 본 발명을 완성하게 되었다. The present inventors confirmed through an experiment that the target tensile properties and microstructure can be realized when the steel composition component and the annealing operation condition satisfy a specific relationship, and the present invention has been completed.

먼저, 본 발명에서는 소지강판을 이루는 조성 성분 중 대표성분계인 C, Si, Mn, Al 성분이 하기 관계식 1을 만족하도록 강 중에 포함되어 있다. First, in the present invention, C, Si, Mn, and Al components, which are representative component systems among the composition components constituting the holding steel sheet, are included in the steel so as to satisfy the following relational formula 1.

[관계식 1][Relationship 1]

2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0 2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al-1> 0

상기 관계식 1은 강판의 인장강도가 590MPa급 이상을 만족하기 위하여 필요한 최소한의 합금원소를 규정하고 있다. 잘 알려진 바와 같이 C, Si, Mn 및 Al은 강의 고용강화 효과로 인하여 강판의 강도를 상향하는 효과가 있다. 다만, 각 원소들이 강판의 강도에 기여하는 바는 상이하며, 해당 관계식에서 각 성분에 곱하여지는 상수값이 각 원소별로 강도에 기여하는 바를 상대적으로 나타낸다. 일례로 C의 경우 고용강화 효과가 가장 크며, Al은 상대적으로 고용강화에 기여하는 작다. 다만, 강도 외의 물성을 확보하기 위해서 Al과 같이 고용강화 효과가 작은 원소라도 본 발명이 제시하는 범위 내에서 첨가되어 함이 바람직하다.The above relational equation 1 stipulates the minimum alloying elements necessary to satisfy the tensile strength of a steel sheet of 590 MPa or higher. As is well known, C, Si, Mn and Al have the effect of increasing the strength of the steel sheet due to the solid solution strengthening effect of the steel. However, the contribution of each element to the strength of the steel sheet is different, and a constant value multiplied by each component in the corresponding relational expression relatively indicates the contribution of each element to the strength. For example, in the case of C, the effect of strengthening the solid solution is the greatest, and Al is relatively small, contributing to the strengthening of the solution. However, in order to secure physical properties other than strength, even an element having a small solid solution strengthening effect, such as Al, is preferably added within the range suggested by the present invention.

또한 관계식 1을 만족하는 성분계는 하기 관계식 2를 만족하는 소둔조건이 행해져야 본 발명이 목표로 하는 590MPa 이상의 강도뿐만이 아니라 26% 이상의 연신율 및 0.21 이상의 가공경화지수를 확보할 수 있다. In addition, the component system that satisfies the relational formula 1 can secure not only the strength of 590 MPa or more, but also the elongation of 26% or more and a work hardening index of 0.21 or more, as the target of the present invention, only when the annealing condition that satisfies the following relational formula 2 is performed.

[관계식 2] [Relationship 2]

297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×② - 0.156×③ - 164 > 0297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×②-0.156×③-164> 0

상기 관계식 2는 목표로 하는 강판의 강도와 연신율 및 가공경화지수를 동시에 만족하기 위해 성분 및 소둔조건을 규정하고 있다. ①의 온도가 의미하는 바는 연속소둔공정 중 소둔 온도를 의미하며, 해당 온도에 의하여 강판 내에 이상역 오스테나이트 및 페라이트의 분율이 결정되며, 해당 분율로 인하여 최종 소둔강판의 강도가 상이하게 나타난다. 일반적으로 이상역 오스테나이트의 분율이 증가할수록 최종 소둔강판의 강도는 증가하는 경향이나, 후속하는 공정 역시 최종 미세조직에 영향을 주어 강판의 물성이 달라질 수 있으므로 소둔온도 단독의 효과를 기술하기에는 곤란하다. 이상역 오스테나이트는 후속하는 서냉각 공정 중에 서냉각 ②온도에 따라 다른 분율의 페라이트로 추가적인 변태를 할 수 있으므로, 강판의 물성에 영향을 미치는 중요한 인자 중 하나이다. 또한 후속하는 급냉각 ③온도에 따라 최종 소둔조직의 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 분율이 상이해진다. 급냉각 ③의 온도가 베이나이트 변태 시작온도 보다 높은 경우와 마르텐사이트 변태온도 보다 낮은 경우에는 강판의 조직내에 베이나이트를 도입할 수 없으며, 그 결과 잔류 오스테나이트 조직을 확보할 수 없으므로, 급냉각 ③의 온도는 베이나이트 변태 시작온도와 마르텐사이트 변태 시작온도 사이의 온도로 설정이 되어야 한다. 상기한 공정별 ①, ②, ③의 온도는 강판의 성분과 함께 최종 소둔강판 미세조직에 영향을 미치고 결과적으로 강판의 물성에 영향을 미치며, 목표 물성을 확보하기 위해서는 최적화한 관계식 2를 만족하여야 한다. 이로 인해, DP강의 특성인 낮은 항복비를 만족시키면서, 기존 DP 강 대비 가공경화율과 연성이 크게 증가하므로써, 우수한 가공성을 갖는 냉연강판 및 용융아연도금 고장력 강판을 제조할수 있다. The above relational formula 2 defines the components and annealing conditions in order to simultaneously satisfy the target steel sheet strength, elongation and work hardening index. The meaning of the temperature in ① means the annealing temperature during the continuous annealing process, and the fraction of abnormal austenite and ferrite in the steel sheet is determined by the temperature, and the strength of the final annealed steel sheet appears different due to the corresponding fraction. In general, the strength of the final annealed steel sheet tends to increase as the fraction of the ideal area austenite increases, but it is difficult to describe the effect of the annealing temperature alone, as the subsequent processes may also affect the final microstructure and change the properties of the steel sheet. . The ideal austenite is one of the important factors affecting the properties of the steel sheet because it can undergo additional transformation into ferrite of a different fraction depending on the slow cooling ② temperature during the subsequent slow cooling process. In addition, the fractions of bainite, retained austenite, and martensite in the final annealed structure differ depending on the subsequent rapid cooling (3) temperature. If the temperature of rapid cooling ③ is higher than the bainite transformation start temperature and lower than the martensite transformation temperature, bainite cannot be introduced into the structure of the steel sheet, and as a result, the residual austenite structure cannot be secured, so rapid cooling ③ The temperature of should be set to a temperature between the bainite transformation start temperature and the martensite transformation start temperature. The temperature of ①, ②, and ③ for each process mentioned above affects the microstructure of the final annealed steel sheet together with the components of the steel sheet, and consequently affects the physical properties of the steel sheet. In order to secure the target properties, the optimized relational equation 2 must be satisfied. . Accordingly, it is possible to manufacture a cold-rolled steel sheet and a hot-dip galvanized high-tensile steel sheet having excellent workability by satisfying the low yield ratio, which is a characteristic of DP steel, and significantly increasing the work hardening rate and ductility compared to the existing DP steel.

이하, 다양한 실시 예를 참조하여 본 발명에 따른 기술구성을 보다 상세히 설명한다. Hereinafter, the technical configuration according to the present invention will be described in more detail with reference to various embodiments.

먼저, 본 발명의 가공성이 우수한 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C):0.08~0.15%, 실리콘(Si):1.0%이하 (0%는 제외), 망간(Mn):1.5~2.5%, 알루미늄(sol.Al): 1%이하 (0%는 제외), 인(P):0.1% 이하 (0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하 (0%는 제외), 질소(N):0.01% 이하 (0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, C, Si, Mn 및 Al 성분이 상기 관계식 1을 만족하도록 함유되어 있다. First, the cold-rolled steel sheet having excellent workability of the present invention, by weight%, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.5 to 2.5% , Aluminum (sol.Al): less than 1% (excluding 0%), phosphorus (P): less than 0.1% (excluding 0%), sulfur (S): less than 0.01% (excluding 0%), nitrogen ( N): 0.01% or less (excluding 0%), the remaining Fe and other inevitable impurities are included, and C, Si, Mn, and Al components are contained to satisfy the above relational formula 1.

C: 0.08~0.15%C: 0.08~0.15%

탄소(C)는 강중 탄소(C)는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 탄소는 고강도화를 도모하고 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 탄소함량이 증가하게 되면 강중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 하지만 그 양이 0.15%를 초과하면 마르텐사이트의 강도는 높아지나 탄소농도가 낮은 페라이트와의 강도차이가 증가한다. 이러한 강도 차이는 응력부가 시 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하기 때문에 연성과 가공경화율이 저하된다. 또한 용접성이 열위하여 고객사 부품가공시 용접결함이 발생한다. 탄소함량이 0.08%이하로 낮아지면 원하는 강도를 강도를 확보하기 매우 어렵기 때문에, 본 발명에서는 그 함량을 0.08~0.15%로 제한함이 바람직하다. Carbon (C) is a very important element added to strengthen the transformation structure of carbon (C) in steel. Carbon promotes high strength and promotes the formation of martensite in composite steel. When the carbon content increases, the amount of martensite in the steel increases. However, when the amount exceeds 0.15%, the strength of martensite increases, but the difference in strength with ferrite having a low carbon concentration increases. This difference in strength causes the stress portion to easily break at the inter-sagittal interface, resulting in lower ductility and work hardening rate. In addition, due to poor weldability, welding defects occur when processing customer parts. When the carbon content is lowered to 0.08% or less, it is very difficult to secure the desired strength, so it is preferable to limit the content to 0.08 to 0.15% in the present invention.

Si: 1.0% 이하(0%는 제외) Si: 1.0% or less (excluding 0%)

상기 Si은 페라이트 안정화 원소로, 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. 또한 고용강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높여 상간경도차를 줄이는데 효과적이며, 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 하지만, 1.0%를 초과하게 되면 표면 스케일결함을 유발하여 도금 표면품질이 열위되고, 또한 화성 처리성을 떨어뜨리기 때문에 첨가량을 1.0% 이하로 제한함이 바람직하다. Si is a ferrite stabilizing element, and is an element contributing to the formation of martensite by promoting ferrite transformation and promoting concentration of C into untransformed austenite. In addition, it is effective in reducing the difference in interphase hardness by increasing the strength of ferrite because of its good solid solution strengthening ability, and is a useful element that can secure strength without lowering the ductility of the steel sheet. However, if it exceeds 1.0%, it is preferable to limit the amount of addition to 1.0% or less because it causes surface scale defects, deteriorates the plating surface quality, and degrades chemical conversion treatment.

Mn: 1.5~2.5%Mn: 1.5~2.5%

망간(Mn)은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이다. 또한 복합조직강에서는 마르텐사이트상이 얻어지는 임계 냉각속도 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있도록 하여 준다. 만일 Mn 함량이 1.5% 미만인 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보에 어려움이 있다. 반면에 2.5%를 초과하게 되면, 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생될 가능성이 높고, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정하고, 조직 내 Mn-Band(Mn 산화물의 띠)가 형성되어 가공크랙 및 판파단 발생 위험이 높아지는 문제가 있을 수 있다. 또한 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있을 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.5~2.5%로 제한함이 바람직하다. Manganese (Mn) is an element that reinforces steel while preventing hot embrittlement due to the formation of FeS by making particles finer without damaging ductility and completely depositing sulfur in steel as MnS. In addition, in the composite structure steel, it serves to lower the critical cooling rate at which the martensite phase is obtained, thereby making it possible to more easily form martensite. If the Mn content is less than 1.5%, it is difficult to secure the target strength in the present invention. On the other hand, if it exceeds 2.5%, there is a high possibility that problems such as weldability and hot rollability may occur, martensite is excessively formed, the material is unstable, and Mn-Band (band of Mn oxide) is formed in the structure. There may be a problem that increases the risk of processing cracks and plate breakage. In addition, there may be a problem that Mn oxide is eluted on the surface during annealing, greatly impeding plating properties. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of Mn to 1.5 to 2.5%.

sol.Al: 1.0%이하(0%는 제외)sol.Al: 1.0% or less (excluding 0%)

산가용 알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서 Si과 유사하게 페라이트 안정화 원소이다. 그리고 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이며, 베이나이트 영역에서 유지 시 베이나이트내 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 강판의 연성을 향상시킬수 있는 유용한 원소이다. 하지만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과로 강도 상승에는 유리한 반면 제강 연주 조업시 개재물의 과다 형성으로 도금강판 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 sol.Al의 함량을 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.Acid-soluble aluminum (sol.Al) is an element added for refinement and deoxidation of steel, and is a ferrite stabilizing element similar to Si. In addition, it is an effective component for improving martensite hardenability by distributing carbon in ferrite to austenite, and is a useful element that can improve the ductility of steel sheet by effectively suppressing precipitation of carbides in bainite when held in the bainite region. However, if the content exceeds 1.0%, it is advantageous to increase the strength due to the effect of grain refinement, but there is a problem that not only the possibility of occurrence of defects on the surface of the plated steel sheet due to the excessive formation of inclusions during the steelmaking operation, but also the increase in manufacturing cost. . Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of sol.Al to 1.0% or less.

P: 0.1% 이하(0%는 제외)P: 0.1% or less (excluding 0%)

강 중 인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 해지지 않으면서 강도 확보에 가장 유리한 원소이다. 하지만, 과잉 첨가할 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판파단 발생 가능성 및 도금표면 특성을 저해하는 원소로 작용하는 문제가 있어, 본 발명에서는 최대 0.1%로 제한하며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.Among the steels, phosphorus (P) is a substitutional element that has the greatest solid solution strengthening effect, and is the most advantageous element for securing strength without increasing in-plane anisotropy and increasing formability. However, if excessively added, the possibility of brittle fracture is greatly increased, and there is a problem that it acts as an element that hinders the possibility of plate fracture of the slab during hot rolling and the plating surface characteristics.In the present invention, it is limited to a maximum of 0.1%, but inevitable 0% is excluded in consideration of the added level.

S: 0.01% 이하(0%는 제외)S: 0.01% or less (excluding 0%)

황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물 원소로서 연성 및 용접성을 저하하는 원소이므로 가능한 한 낮게 관리하는 것이 중요하다. 특히, 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.Sulfur (S) is an impurity element that is unavoidably added in steel and is an element that degrades ductility and weldability, so it is important to manage it as low as possible. In particular, since there is a problem of increasing the possibility of generating red heat embrittlement, it is preferable to control the content to 0.01% or less. However, 0% is excluded in consideration of the level unavoidably added during the manufacturing process.

N: 0.01% 이하(0%는 제외)N: 0.01% or less (excluding 0%)

질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 0.01%를 초과하는 경우 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있고, 또한 AlN형성등을 통한 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가되므로 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.Nitrogen (N) is a component that plays an effective role in stabilizing austenite, but if it exceeds 0.01%, there is a problem that the refining cost of steel increases rapidly, and the risk of cracking during playing through AlN formation, etc. is greatly increased. It is preferable to limit the upper limit to 0.01%. However, 0% is excluded in consideration of the inevitably added level.

본 발명의 강판은, 상기 성분 외에, Sb : 0.05%이하, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하, V: 0.2% 이하, Mo: 0.3% 이하, Cr:1.0%이하 및 B: 0.003% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다. The steel sheet of the present invention, in addition to the above components, Sb: 0.05% or less, Ti: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.2% or less, Mo: 0.3% or less, Cr: 1.0% or less, and B: 0.003% It may further include one or more selected from the following.

Sb : 0.05%이하Sb: 0.05% or less

Sb은 결정립계에 분포하여, Mn, Si, Al 등 산화성 원소의 결정립계를 통한 확산을 지연시킴으로써, 산화물의 표면 농화를 억제하고 또한 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다. 하지만, 그 함량이 0.05% 를 넘게되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 제조 비용 및 가공성이 열위해지기 때문에 그 함량을 0.05%이하로 제한한다.Sb is distributed in the grain boundaries and is excellent in inhibiting the surface thickening of oxides by delaying the diffusion through the grain boundaries of oxidizing elements such as Mn, Si, and Al, and also suppressing the coarsening of surface concentrates due to temperature rise and hot rolling process changes. It works. However, if the content exceeds 0.05%, the effect is saturated and the manufacturing cost and processability are deteriorated, so the content is limited to 0.05% or less.

Ti: 0.1% 이하Ti: 0.1% or less

Ti은 미세 탄화물 형성원소로써 항복강도 및 인장강도의 확보에 기여한다. 또한, Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N를 TiN으로 석출시켜 AlN 석출을 억제하는 효과가 있어 연주시 크랙이 발생할 위험성을 저감시키는 장점이 있다. Ti 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 연주시 노즐 막힘을 야기할 수 있다. Ti is a fine carbide forming element and contributes to securing yield strength and tensile strength. In addition, Ti, as a nitride forming element, has the effect of suppressing AlN precipitation by depositing N in the steel as TiN, thereby reducing the risk of cracking during playing. When the Ti content exceeds 0.1%, coarse carbides are precipitated, strength and elongation may be reduced by reducing the amount of carbon in steel, and nozzle clogging may occur during playing.

Nb: 0.1% 이하Nb: 0.1% or less

Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리 시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. Nb 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가도 상승하는 문제점이 있다. Nb is an element that segregates at the austenite grain boundary, suppresses coarsening of austenite grains during annealing heat treatment, and forms fine carbides, contributing to the increase in strength. When the Nb content exceeds 0.1%, coarse carbides are precipitated, strength and elongation may be reduced by reducing the amount of carbon in the steel, and manufacturing cost may also increase.

V: 0.2% 이하V: 0.2% or less

바나듐(V)은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄·질화물을 형성하는 원소로써, 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복강도를 증가시키는 중요한 역할을 하는 원소이다. V 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 석출되고, 강중 탄소량 저감에 의하여 강도와 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. Vanadium (V) is an element that reacts with carbon or nitrogen to form carbon and nitride, and is an element that plays an important role in increasing the yield strength of steel by forming fine precipitates at low temperatures. When the V content exceeds 0.2%, coarse carbides are precipitated, the strength and elongation may be reduced by reducing the amount of carbon in the steel, and the manufacturing cost may increase.

Mo: 0.3% 이하Mo: 0.3% or less

몰리브덴(Mo)은 탄화물을 형성하는 원소로서, Ti, Nb, V 등의 탄·질화물 형성원소와 복합첨가 시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복강도와 인장강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한 몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트의 미세화 및 강도 향상을 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Mo는 강의 경화능을 향상시켜 마르텐사이트를 결정입계(grainboundary)에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능한 장점이 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조상 불리해지는 문제가 있으므로, 그 함량이 적절히 제어하는 것이 바람직하다. 상술한 효과를 얻기 위하여 최대 0.3%로 첨가하는 것이 바람직하며, 만일 상기 Mo의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 합금원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어지고, 지나친 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과로 인해 오히려 강의 연성이 저하되는 문제가 있다.Molybdenum (Mo) is an element that forms carbides, and it plays a role of improving yield strength and tensile strength by maintaining the size of precipitates finely when added in combination with carbon-nitride forming elements such as Ti, Nb, and V. In addition, molybdenum (Mo) is an element added to retard the transformation of austenite into pearlite and at the same time to improve the refinement and strength of ferrite. Such Mo has the advantage of improving the hardenability of steel to form martensite finely at grain boundaries, thereby controlling yield ratio. However, as an expensive element, the higher the content, the more disadvantageous in manufacturing, so it is desirable to properly control the content. In order to obtain the above-described effect, it is preferable to add at most 0.3%, and if the content of Mo exceeds 0.3%, it causes a sharp increase in alloy cost, resulting in poor economic efficiency, and due to excessive grain refinement effect and solid solution strengthening effect. Rather, there is a problem that the ductility of the steel decreases.

Cr:1.0%이하Cr: 1.0% or less

크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가되는 성분이다. 또한 마르텐사이트 형성에 매우 중요한 역할을 하는 원소로서, 강도 상승 대비 연신율 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에도 유리하다. 특히, 열간 압연 과정에서 Cr23C6과 같은 Cr계 탄화물을 형성하는데, 이 탄화물은 소둔과정에서 일부는 용해되고, 일부는 용해되지 않고 남아, 냉각후 마르텐사이트내 고용 C 량을 적정수준 이하로 제어할수 있어서 항복점 연신(YP-El) 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 원소이다. 하지만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 과도한 열연강도 증가로 냉간압연성이 열화는 문제가 있고, Cr계 탄화물의 분율이 높아지고 조대화되므로써, 소둔후 마르텐사이트 크기가 조대화되므로써 연신율 저하를 초래할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Cr 함량을 1.0% 이하로 제어함이 바람직하다. Chromium (Cr) is a component added to improve the hardenability of steel and secure high strength. In addition, as an element that plays a very important role in the formation of martensite, it is advantageous in the manufacture of a composite structure steel having high ductility by minimizing a decrease in elongation compared to an increase in strength. In particular, in the hot rolling process, Cr-based carbides such as Cr 23 C 6 are formed, some of which are dissolved in the annealing process, and some remain undissolved. After cooling, the amount of dissolved C in martensite is reduced to an appropriate level. It can be controlled and suppresses the occurrence of yield point elongation (YP-El), which is an advantageous element for manufacturing composite structure steel with a low yield ratio. However, if the content exceeds 1.0%, not only the effect is saturated, but there is a problem that the cold rolling property is deteriorated due to excessive hot-rolling strength increase, and the fraction of Cr-based carbide is increased and coarsened, so that the martensite size after annealing is reduced. Coarsening may lead to a decrease in elongation. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Cr content to 1.0% or less.

B: 0.003% 이하B: 0.003% or less

상기 B은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로, 페라이트 형성을 억제하고, 마르텐사이트 형성을 촉진하는 경화능 원소이다. 하지만, 그 함량이 0.003%를 초과하면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로 그 함량을 0.003% 이하로 제어함이 바람직하다.B is a component that delays the transformation of austenite into pearlite during cooling during annealing, and is a hardenable element that suppresses ferrite formation and promotes martensite formation. However, if the content exceeds 0.003%, excessive B may be concentrated on the surface to cause deterioration of plating adhesion, so it is preferable to control the content to 0.003% or less.

기타, 본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.In addition, the remaining component of the present invention is iron (Fe). However, since unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in a typical manufacturing process, this cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone of ordinary skill in the manufacturing process, all the contents are not specifically mentioned in the present specification.

또한 본 발명에서는 냉연강판을 이루는 강 조성성분 중 대표성분계인 C, Si, Mn, Al 성분이 하기 관계식 1을 만족하도록 조성되어 잇을 것이 요구된다. 하기 관계식 1은 강판 내 첨가 원소가 강판의 강도에 기여하는 바를 정량적으로 표현한 식으로, 만일 하기 관계식 1에 의한 값이 0 이하가 되면 본 발명이 목표로 하는 강판의 인장강도가 590MPa급 이상을 만족하기 어려운 문제가 있다.In addition, in the present invention, it is required that C, Si, Mn, and Al components, which are representative component systems among the steel composition components constituting the cold-rolled steel sheet, are formulated to satisfy the following relational formula 1. The following relational equation 1 is an equation that quantitatively expresses the contribution of the added elements in the steel sheet to the strength of the steel sheet.If the value of the following relational equation 1 is 0 or less, the tensile strength of the steel sheet targeted by the present invention satisfies 590 MPa or higher. There is a problem that is difficult to do.

[관계식 1][Relationship 1]

2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0 2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al-1> 0

아울러, 본 발명의 냉연강판은 DP강의 특성인 저항복비를 만족하면서도, 기존 DP강 대비 가공경화율, 연성등과 같은 가공성을 향상시키기 위해서 상기 합금 조성에 더하여, 아래와 같은 미세조직 및 상분율을 만족할 필요가 있다. In addition, the cold-rolled steel sheet of the present invention satisfies the resistance compound ratio, which is the characteristic of DP steel, in addition to the alloy composition in order to improve workability such as work hardening rate and ductility compared to the existing DP steel, and the following microstructure and phase fraction can be satisfied. There is a need.

즉, 본 발명의 냉연강판은, 면적%로 40% 이상 80% 미만의 페라이트, 30% 미만의 베이나이트, 20% 미만의 후레쉬 마르텐사이트, 5% 미만의 잔류 오스테나이트 및 5% 미만의 펄라이트를 포함하는 강 미세조직을 가진다. That is, the cold rolled steel sheet of the present invention contains 40% or more and less than 80% ferrite, 30% or less bainite, less than 20% fresh martensite, less than 5% residual austenite, and less than 5% pearlite by area%. It has a containing steel microstructure.

상기 페라이트는 연질의 조직으로 강판의 연성에 기여한다. 해당 조직의 분율이 40% 미만인 경우 목표로 하는 연신율의 확보가 곤란하며, 80% 이상의 분율을 차지하는 경우 590MPa급의 강도 확보가 곤란하다. The ferrite has a soft structure and contributes to the ductility of the steel sheet. If the fraction of the structure is less than 40%, it is difficult to secure the target elongation, and if it occupies a fraction of 80% or more, it is difficult to secure the strength of 590 MPa class.

상기 베이나이트 및 마르텐사이트 조직은 강판의 강도에 기여하나, 각각 30% 및 20% 이상의 분율을 차지하는 경우 강판의 강도가 지나치게 상승하여 연성의 저하가 우려된다. 상기 베이나이트 조직의 경우 강도에 기여하는 외, 잔류 오스테나이트 형성에 도움이 된다. 상술하면, 강판 내에 Si이 첨가되는 경우, 베이나이트 변태에 의하여 베이나이트 주변부 오스테나이트에 탄소가 농화될 때 탄화물의 석출이 지연되어 오스테나이트의 열적 안정성을 향상시켜 상온에서 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있다. 잔류 오스테나이트는 성형 중 변태유기소성을 일으켜 강판의 연성 확보에 유리하다. 다만, 잔류 오스테나이트가 많은 도금 강판의 경우 자동차 부품조립 점용접시 액체금속취성에 취약한 경향이 있으므로 강판내에 5% 미만으로 제어함이 바람직하다. The bainite and martensite structures contribute to the strength of the steel sheet, but when they occupy 30% and 20% or more, respectively, the strength of the steel sheet is excessively increased, leading to a concern about a decrease in ductility. In the case of the bainite structure, it contributes to the strength and helps to form retained austenite. In detail, when Si is added to the steel sheet, the precipitation of carbide is delayed when carbon is concentrated in the austenite around the bainite due to the bainite transformation, thereby improving the thermal stability of the austenite, thereby ensuring residual austenite at room temperature. have. Retained austenite causes metamorphic organic plasticity during molding, which is advantageous for securing the ductility of the steel sheet. However, in the case of a plated steel sheet with a lot of residual austenite, it is preferable to control it to less than 5% in the steel sheet because it tends to be vulnerable to liquid metal embrittlement during spot welding of automobile parts.

다음으로, 본 발명의 가공성이 우수한 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. Next, a method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having excellent workability of the present invention will be described in detail.

본 발명의 냉연강판 제조방법은, 상기 조성성분의 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는공정; 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리압연 출측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간 압연한 후, 400~700℃에서 권취하고, 이어, 0.1℃/s 이하의 평균냉각속도로 상온까지 냉각하는 공정; 상기 냉각된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정; 상기 냉연강판을 750~850℃의 온도(①온도라 한다)에서 연속소둔하는 공정; 상기 연속소둔된 강판을 630~700℃의 온도(②온도라 하다)까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 300~500℃의 온도(③온도라 한다)까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각한 후, 50초 이상 유지하는 공정; 및 상기 2차 냉각된 냉연강판을 Ms~100℃ 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 공정;을 포함한다. The method of manufacturing a cold-rolled steel sheet of the present invention comprises a step of preparing a steel slab of the composition and then reheating it; A step of hot-rolling the reheated steel slab so that the finish rolling exit temperature is Ar3~Ar3+50℃, winding at 400~700℃, and then cooling to room temperature at an average cooling rate of 0.1℃/s or less; Cold-rolling the cooled hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 40 to 70% to produce a cold-rolled steel sheet; A step of continuously annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 750 to 850°C (referred to as ① temperature); The continuously annealed steel sheet is first cooled to a temperature of 630 to 700°C (referred to as temperature ②) at an average cooling rate of 10°C/s or less, and 5°C/s to a temperature of 300 to 500°C (referred to as temperature ③). After secondary cooling at an average cooling rate of s or more, the process is maintained for 50 seconds or more; And cooling the secondary cooled cold-rolled steel sheet at an average cooling rate of 5°C/s or higher to a temperature of Ms to 100°C or less.

먼저, 본 발명에서는 상기와 같이 조성된 강 슬라브를 통상의 조건으로 재가열한다. 슬라브 재가열공정은 후속하는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 강 슬라브를 가열하는 공정이다. 본 발명은 이러한 재가열조건에 특별히 제한되지 않으며, 통상의 재가열조건이면 족하다. 그 일 예로 1100-1300℃의 온도범위에서 재가열하는 것이다. First, in the present invention, the steel slab formed as described above is reheated under normal conditions. The slab reheating process is a process of heating the steel slab in order to smoothly perform the subsequent rolling process and obtain sufficient properties of the target steel plate. The present invention is not particularly limited to such reheating conditions, and normal reheating conditions are sufficient. One example is reheating in the temperature range of 1100-1300℃.

이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 통상의 조건으로 마무리 열간 압연한다. 본 발명은 이때 특정한 열간압연 조건에 제한되지 않으며 통상의 열간 압연온도를 이용할 수 있다. 그 일예로 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연할 수 있다. Subsequently, in the present invention, the reheated steel slab is finished hot-rolled under normal conditions above the Ar 3 transformation point. The present invention is not limited to a specific hot rolling condition at this time, and a conventional hot rolling temperature may be used. As an example, it can be finished hot-rolled in the temperature range of 800 ~ 1000 ℃.

이후, 본 발명에서는 상기 마무리 열간 압연된 강판을 400~700℃의 온도 범위에서 권취한 후 0.1℃/s 이하의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각함으로써 오스테나이트 핵생성사이트가 되는 탄화물이 미세하게 분산되어 있는 열연강판을 제조한다. 이러한 열연과정에서 미세한 탄화물을 고르게 분산시킴으로써 소둔 시 탄화물이 용해되면서 생성되는 오스테나이트가 미세 분산되는 효과가 있으며, 결과적으로 소둔후 냉각시 생성되는 마르텐사이트를 미세하게 균일 분산시킬수 있어, 최종 강판의 강도 및 연신율의 향상에 기여할 수 있다.Thereafter, in the present invention, the finished hot-rolled steel sheet is wound in a temperature range of 400 to 700°C, and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 0.1°C/s or less, thereby finely dispersing carbides that become austenite nucleation sites. Manufacture a hot rolled steel sheet. By dispersing fine carbides evenly in the hot rolling process, the austenite generated when the carbides are dissolved during annealing is finely dispersed.As a result, martensite generated during cooling after annealing can be finely and uniformly dispersed, and the strength of the final steel sheet And it can contribute to the improvement of the elongation.

본 발명에서는 상기 권취된 열연강판을 산세한 후 40~70%의 압하율로 냉간압연을 실시한다. 만일 상기 냉간 압하율이 40% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라 강판의 형상교정이 어려운 반면, 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고 냉간압연 부하를 가져오는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 냉간압하율을 40~70%로 제한하는 것이 바람직하다.In the present invention, after pickling the wound hot-rolled steel sheet, cold rolling is performed at a reduction ratio of 40 to 70%. If the cold rolling reduction ratio is less than 40%, it is difficult to secure the target thickness and it is difficult to correct the shape of the steel plate, whereas if it exceeds 70%, the possibility of cracking at the edge of the steel plate is high and the cold rolling load is reduced. There is a problem to bring. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the cold reduction rate to 40 to 70%.

그리고 본 발명에서는 상기 냉간압연된 강판을 750~850℃의 온도 범위(①온도라 한다)에서 연속 소둔을 실시한다. 상기 연속 소둔은 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트를 형성하고 탄소를 분배하기 위하여 수행된다. 만일 상기 연속 소둔 온도가 750℃ 미만이면 충분한 재결정이 이루어지지 않을 뿐만 아니라 충분한 이상역 오스테나이트를 형성하기 어려워 소둔 후 목적하는 마르텐사이트와 베이나이트 분율을 확보할 수 없다. 반면 850℃를 초과하면, 생산성 하락과 과다한 오스테나이트가 형성되어 냉각 후 베이나이트와 마르텐사이트 분율이 크게 증가하여 항복강도가 증가하고 연성이 감소하여 DP강의 특성인 저항복, 고연성 특성을 확보하기가 어렵다. 아울러, Si, Mn 및 B등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의한 표면농화가 심해져 도금표면품질이 저하 될 수도 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 연속 소둔 온도를 750~850℃로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 온도 범위에서 강판 내 이상역 오스테나이트와 페라이트의 분율이 결정되며, 해당 분율로 인하여 최종 소둔강판의 강도가 상이하게 나타난다. 일반적으로 이상역 오스테나이트의 분율이 증가할수록 최종 소둔강판의 강도는 증가하는 경향이나, 후속하는 공정 역시 최종 미세조직에 영향을 주어 강판의 물성이 달라질 수 있다.And in the present invention, the cold-rolled steel sheet is subjected to continuous annealing in a temperature range of 750 ~ 850 ℃ (referred to as ① temperature). The continuous annealing is performed to form ferrite and austenite and distribute carbon at the same time as recrystallization. If the continuous annealing temperature is less than 750° C., not only does not sufficient recrystallization occur, and it is difficult to form sufficient abnormal region austenite, so that the desired fraction of martensite and bainite cannot be secured after annealing. On the other hand, when it exceeds 850℃, productivity decreases and excessive austenite is formed. After cooling, the bainite and martensite fractions increase significantly, resulting in an increase in yield strength and a decrease in ductility, ensuring resistance resistance and high ductility characteristics of DP steel. Is difficult. In addition, surface concentration due to elements that lower the wettability of hot-dip galvanizing such as Si, Mn, and B may be severe and the plating surface quality may deteriorate. In consideration of this, in the present invention, it is preferable to limit the continuous annealing temperature to 750 to 850°C. In the above temperature range, the proportions of the austenite and ferrite in the steel sheet are determined, and the strength of the final annealed steel sheet is different due to the proportion. In general, the strength of the final annealed steel sheet tends to increase as the fraction of the ideal area austenite increases, but the subsequent processes may also affect the final microstructure and thus the properties of the steel sheet may vary.

상기 연속 소둔된 강판을 630~700℃의 온도 범위(②온도라 한다)까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 서냉각한다. 상기 소둔된 강판내 이상역 오스테나이트는 서냉각 공정중에 서냉각 ②온도에 따라 따라 다른 분율의 페라이트로 변태할 수 있다. 일반적으로 ②온도가 증가할수록 추가적인 페라이트 변태가 감소하며, 700℃초과 온도에서는 해당 공정중에 페라이트 변태가 거의 발생하지 않으므로 700℃초과 조업은 무의미하다. ②온도가 감소하면 추가적인 페라이트 변태량이 증가하는 경향이며, 630℃ 미만으로 조업시 냉각 설비부하 및 페라이트 변태량이 필요이상 증가하여 최종 소둔강판의 강도가 하락하는 문제가 있다. 그러므로 서냉각 ②온도는 630~700℃ 범위에서 실시하는 것이 바람직하다.The continuously annealed steel sheet is first slow-cooled at an average cooling rate of 10°C/s or less up to a temperature range of 630 to 700°C (referred to as temperature ②). The abnormal austenite in the annealed steel sheet may be transformed into ferrite of a different fraction depending on the slow cooling ② temperature during the slow cooling process. In general, as the temperature increases, additional ferrite transformation decreases, and at temperatures exceeding 700℃, ferrite transformation hardly occurs during the process, so operation exceeding 700℃ is meaningless. ② When the temperature decreases, the amount of additional ferrite transformation tends to increase, and when operating below 630℃, the load of cooling facilities and the amount of ferrite transformation increase more than necessary, resulting in a decrease in the strength of the final annealed steel sheet. Therefore, it is desirable to perform slow cooling ② temperature in the range of 630~700℃.

후속하여, 상기 서냉각한 강판을 300~500℃ 온도 범위(③온도라 한다)까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각한 후 해당 온도에서 50초이상 유지함으로써 베이나이트 변태를 도입하고, 베이나이트 주변에 미변태 오스테나이트에 탄소를 농축시키는 공정을 실시한다. 이때 급냉각 ③의 온도가 베이나이트 변태 시작 온도 보다 높은 경우와 마르텐사이트 변태온도 보다 낮은 경우에는 강판의 조직내에 베이나이트를 도입할 수 없으며 그 결과 잔류 오스테나이트 조직을 확보할 수 없으므로, 급냉각 ③의 온도는 베이나이트 변태 시작온도와 마르텐사이트 변태 시작온도 사이의 온도로 설정이 되어야 한다. ③의 온도가 300℃미만인 경우 마르텐사이트 변태 시작온도보다 낮아 베이나이트 변태가 발생하지 않으며, 500℃초과하는 경우 베이나이트 변태 시작온도보다 높아 마찬가지로 베이나이트 변태가 발생하지 않으므로, 급냉각 ③온도는 300~500℃범위에서 실시되어야 한다. 급냉각 이후 해당 온도에서 유지하는 시간의 경우 50초 미만인 경우 베이나이트 변태량이 적어 탄소 농화 부족으로 잔류 오스테나이트를 확보하기 어렵다.Subsequently, the slow-cooled steel sheet is secondarily cooled to a temperature range of 300 to 500°C (referred to as ③ temperature) at an average cooling rate of 5°C/s or more, and then maintained at that temperature for 50 seconds or more to introduce bainite transformation. , A process of concentrating carbon in untransformed austenite around bainite is performed. At this time, if the temperature of rapid cooling ③ is higher than the bainite transformation start temperature and lower than the martensite transformation temperature, bainite cannot be introduced into the structure of the steel sheet, and as a result, the residual austenite structure cannot be secured. The temperature of should be set to a temperature between the bainite transformation start temperature and the martensite transformation start temperature. If the temperature of ③ is less than 300℃, bainite transformation does not occur because it is lower than the martensite transformation start temperature, and if it exceeds 500℃, it is higher than the bainite transformation start temperature, so bainite transformation does not occur. It should be carried out in the range of ~500℃. In the case of maintaining the temperature at the corresponding temperature after rapid cooling, if the amount of bainite transformation is less than 50 seconds, it is difficult to secure residual austenite due to insufficient carbon concentration.

상기 급냉각하고 그 온도에서 유지함으로써 베이나이트 주변에 미변태 오스테나이트에 탄소를 농축시키며, 이어, 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금 처리한 후, 이후 필요에 따라 합금화 열처리를 행하고, Ms~100℃이하의 온도까지 5/s이상의 평균 냉각속도로 냉각한다. 그리고 필요에 따라 상기 냉각된 냉연강판 및 용융아연도금강판에는 2% 미만의 조질압연을 수행할 수도 있다. After the rapid cooling and maintaining at that temperature, carbon is concentrated in untransformed austenite around the bainite, followed by hot-dip galvanization treatment at a temperature range of 430 to 490°C, and then alloying heat treatment as necessary, Ms. Cool down to a temperature below ~100℃ at an average cooling rate of 5/s or more. And if necessary, temper rolling of less than 2% may be performed on the cooled cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet.

한편 상술한 냉연강판 및 도금강판 제조공정에 있어 C, Si, Mn, Al 성분의 중량% 값 및 공정별 ①, ②, ③온도(℃) 값은 하기 관계식 2를 만족할 때, 목표로 하는 물성의 확보가 가능하다. 앞서 기술한 바와 같이 강판의 최종 재질은 성분의 영향과 각 중요 열처리 공정의 온도 및 시간의 영향을 받으므로 하기 관계식을 만족할 때, 최적의 물성 조합 및 기존 DP 강 대비 가공경화율과 연성이 크게 증가하여 우수한 가공성을 갖는 냉연강판 및 용융아연도금 고장력 강판을 제조할수 있다.Meanwhile, in the above-described cold-rolled steel sheet and plated steel sheet manufacturing process, the weight percent values of C, Si, Mn, and Al components and the values of ①, ②, and ③ temperature (℃) for each process are the target physical properties when satisfying the following relational equation (2). It can be secured. As described above, since the final material of the steel sheet is affected by the influence of the components and the temperature and time of each important heat treatment process, when the following relational formula is satisfied, the optimal combination of physical properties and the work hardening rate and ductility significantly increase compared to the existing DP steel. Thus, it is possible to manufacture cold-rolled steel sheets and hot-dip galvanized high strength steel sheets having excellent workability.

[관계식 2] [Relationship 2]

1297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×② - 0.156×③ - 164 > 01297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×②-0.156×③-164> 0

이하, 바람직한 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail through preferred embodiments.

(실시예)(Example)

하기 표 1과 같은 조성을 갖는 강 슬라브들을 마련한 후, 1050~1250℃의 온도범위로 재가열하고 Ar3 변태점 온도 이상인 850℃의 온도범위에서 마무리 열간 압연하였다. 이와 같이 열간 압연된 강판들을 600℃에서 권취한 후, 초당 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하여 열연강판을 제조하였다. 열연강판을 산세한 후 50%의 압하율로 냉간 압연하였으며, 이후 하기 표 2와 같이, 연속 소둔을 실시하고 1~2차 냉각을 통해 베이나이트를 도입한 후 300초 유지하였다. After preparing the steel slabs having the composition as shown in Table 1, it was reheated to a temperature range of 1050 to 1250°C and finish hot-rolled at a temperature range of 850°C, which is above the Ar 3 transformation point temperature. The hot-rolled steel sheets were wound at 600° C. and then cooled at a cooling rate of 0.1° C./s or less per second to prepare a hot-rolled steel sheet. After pickling the hot-rolled steel sheet, it was cold-rolled at a reduction ratio of 50%, and then, as shown in Table 2 below, continuous annealing was performed, and bainite was introduced through first to second cooling, and then maintained for 300 seconds.

이후, 발명강 1과 발명강 3-4, 그리고 비교강 1-5에 대해서는, 3차 냉각하여 후레쉬 마르텐사이트를 도입한 후, 1% 미만의 조질압연을 실시하여 냉연강판을 제조하였다.Thereafter, for Inventive Steel 1, Inventive Steel 3-4, and Comparative Steel 1-5, after tertiary cooling to introduce fresh martensite, temper rolling of less than 1% was performed to manufacture a cold-rolled steel sheet.

한편 발명강 2에 대해서는, 상기 베이나이트 도입후 300초 유지한 후 450~470도 온도의 도금욕에 침지하여 용융아연도금 처리하고, 이어, 3차 냉각하여 후레쉬 마르텐사이트를 도입한 후, 1% 미만의 조질압연을 실시하여 용융아연 도금 강판을 제조하였다. On the other hand, for Inventive Steel 2, after the bainite was introduced for 300 seconds, it was immersed in a plating bath at a temperature of 450 to 470 degrees and subjected to hot dip galvanization, followed by third cooling to introduce fresh martensite, and then 1% A hot-dip galvanized steel sheet was manufactured by performing less temper rolling.

상기 제조된 각각이 냉연강판 및 용융아연 도금강판 시편에 대하여 기계적 물성을 측정한 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 ASTM규격을 이용하여 L방향으로 실시하여 인장물성을 평가하였고, 특히 가공경화율은 VDA(독일자동차협회) 규격에 나와있는 변형율 4~6% 구간에서의 가공경화율 값을 측정하였다.The results of measuring the mechanical properties of each of the prepared cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet specimen are shown in Table 2 below. At this time, the tensile test for each test piece was conducted in the L direction using the ASTM standard to evaluate the tensile properties.In particular, the work hardening rate was processed in the range of 4 to 6% strain specified in the VDA (German Automobile Association) standard. The cure rate value was measured.

미세조직 분율은 소둔 처리된 강판의 판두께 1/4t 지점에서 기지조직을 분석하여 그 결과를 이용하였다. 구체적으로, FE- SEM과 Image analyzer 및 XRD를 이용하여 페라이트(F), 베이나이트(B), 후레쉬 마르텐사이트(M), 펄라이트(P) 및 잔류 오스테나이트(A)의 분율을 측정하였다.The microstructure fraction was analyzed by analyzing the matrix structure at the point of 1/4t of the plate thickness of the annealed steel sheet, and the result was used. Specifically, the fractions of ferrite (F), bainite (B), fresh martensite (M), pearlite (P), and retained austenite (A) were measured using FE-SEM, image analyzer, and XRD.

강종Steel grade 성분(중량%)Ingredient (% by weight) 관계식1Relationship 1 CC SiSi MnMn AlAl PP SS NN SbSb 발명강1Invention Lesson 1 0.120.12 0.70.7 1.91.9 0.0250.025 0.0080.008 0.0060.006 0.0030.003 0.030.03 0.0950.095 발명강2Invention Lesson 2 0.120.12 0.70.7 1.71.7 0.0250.025 0.0080.008 0.0040.004 0.0050.005 0.030.03 0.0330.033 발명강3Invention Lesson 3 0.120.12 0.50.5 1.91.9 0.20.2 0.0080.008 0.0040.004 0.0070.007 0.030.03 0.0540.054 발명강4Invention Lesson 4 0.10.1 0.70.7 1.91.9 0.0250.025 0.0070.007 0.0080.008 0.0030.003 0.030.03 0.0440.044 비교강1Comparative Steel 1 0.10.1 0.70.7 1.71.7 0.0250.025 0.0080.008 0.0060.006 0.0040.004 0.030.03 -0.018-0.018 비교강2Comparative lecture 2 0.10.1 0.50.5 1.91.9 0.20.2 0.0110.011 0.0060.006 0.0030.003 0.030.03 -0.014-0.014 비교강3Comparative lecture 3 0.080.08 0.70.7 1.91.9 0.0250.025 0.0110.011 0.0060.006 0.0050.005 0.030.03 -0.006-0.006 비교강4Comparative lecture 4 0.080.08 0.70.7 1.71.7 0.0250.025 0.0080.008 0.0070.007 0.0030.003 0.030.03 -0.068-0.068 비교강5Comparative lecture 5 0.080.08 0.50.5 1.91.9 0.20.2 0.0090.009 0.0060.006 0.0030.003 0.030.03 -0.046-0.046

구분division 열처리 온도(℃)Heat treatment temperature (℃) 물성Properties 조직분율(%)Tissue fraction (%) 관계식2Relationship 2 ①① ②② ③③ YS
(MPa)YS
(MPa) TS
(MPa)TS
(MPa) El
(%)El
(%) nn FF BB MM PP AA 발명강1Invention Lesson 1 발명예1Invention Example 1 830830 680680 400400 370370 639639 28.428.4 0.250.25 6868 2222 88 00 22 3737 발명예2Inventive Example 2 830830 680680 360360 359359 641641 27.827.8 0.240.24 6767 2121 99 00 33 4343 발명예3Invention Example 3 800800 680680 440440 360360 631631 28.328.3 0.260.26 7171 1919 77 00 33 2626 발명예4Invention Example 4 800800 680680 400400 363363 633633 27.627.6 0.250.25 6767 2323 88 00 22 3232 발명예5Invention Example 5 800800 680680 360360 360360 635635 29.529.5 0.250.25 6868 2121 99 00 22 3838 발명예6Invention Example 6 800800 650650 520520 365365 604604 29.229.2 0.250.25 7070 1919 33 44 44 88 발명예7Invention Example 7 800800 650650 360360 349349 639639 28.628.6 0.250.25 7070 1717 1111 00 22 3333 발명예8Invention Example 8 770770 680680 440440 360360 619619 29.329.3 0.260.26 7373 1616 99 00 22 2121 발명예9Invention Example 9 770770 680680 400400 367367 628628 29.329.3 0.260.26 7070 1717 1010 00 33 2727 비교예1Comparative Example 1 770770 650650 560560 366366 576576 25.325.3 0.260.26 7070 88 77 1515 00 -2-2 발명예10Inventive Example 10 770770 650650 480480 368368 604604 29.029.0 0.250.25 7979 1313 66 00 22 1010 발명강2Invention Lesson 2 비교예2Comparative Example 2 830830 680680 440440 383383 582582 28.028.0 0.240.24 8181 1111 88 00 00 -6-6 발명예11Invention Example 11 830830 680680 360360 377377 596596 28.028.0 0.240.24 7171 1818 99 00 22 66 발명예12Inventive Example 12 830830 650650 360360 373373 594594 27.627.6 0.240.24 6969 1919 1010 00 22 22 비교예3Comparative Example 3 800800 680680 440440 381381 585585 28.228.2 0.240.24 8484 77 99 00 00 -11-11 발명예13Inventive Example 13 800800 680680 360360 366366 592592 31.731.7 0.240.24 7070 2020 88 00 22 22 비교예4Comparative Example 4 800800 650650 520520 393393 562562 28.328.3 0.240.24 7575 99 66 1010 00 -28-28 발명예14Inventive Example 14 800800 650650 330330 373373 593593 27.827.8 0.240.24 7474 1616 77 00 33 22 비교예5Comparative Example 5 770770 680680 440440 380380 576576 29.629.6 0.240.24 8181 88 1010 00 1One -16-16 발명강3Invention Lesson 3 발명예15Inventive Example 15 830830 680680 440440 350350 603603 28.328.3 0.250.25 7272 1717 99 00 22 77 발명예16Inventive Example 16 830830 680680 400400 363363 607607 29.229.2 0.240.24 7474 1515 88 00 33 1313 비교예6Comparative Example 6 830830 650650 520520 367367 584584 26.826.8 0.250.25 7373 66 99 1212 00 -10-10 발명예17Inventive Example 17 800800 680680 440440 365365 604604 29.029.0 0.260.26 7272 1919 77 00 22 22 발명예18Inventive Example 18 800800 680680 400400 370370 605605 29.629.6 0.250.25 6767 2121 99 00 33 99 발명예19Inventive Example 19 800800 680680 360360 372372 610610 30.730.7 0.250.25 7070 1818 1010 00 22 1515 발명예20Inventive Example 20 800800 650650 400400 368368 608608 28.428.4 0.260.26 7272 1717 99 00 22 44 발명예21Inventive Example 21 800800 650650 360360 373373 610610 29.029.0 0.250.25 7171 1919 88 00 22 1010 비교예7Comparative Example 7 770770 650650 480480 367367 583583 28.028.0 0.250.25 8181 99 99 00 1One -13-13 발명예22Inventive Example 22 830830 680680 400400 371371 598598 27.227.2 0.220.22 7272 1818 88 00 22 33 발명예23Inventive Example 23 830830 680680 360360 365365 609609 28.328.3 0.220.22 7070 1919 99 00 22 1010 비교예8Comparative Example 8 830830 650650 560560 386386 557557 28.128.1 0.240.24 7272 66 88 1414 00 -26-26 발명예24Invention Example 24 800800 680680 360360 376376 601601 29.329.3 0.230.23 7070 2121 77 00 22 55 비교예9Comparative Example 9 800800 650650 560560 380380 562562 29.929.9 0.250.25 7272 44 88 1616 00 -31-31 발명강4Invention Lesson 4 발명예25Inventive Example 25 830830 650650 400400 363363 599599 28.128.1 0.250.25 7070 1818 99 00 33 66 비교예10Comparative Example 10 800800 650650 560560 353353 566566 29.129.1 0.260.26 7373 55 77 1515 00 -24-24 발명예26Inventive Example 26 800800 650650 400400 363363 599599 28.228.2 0.260.26 7070 1919 99 00 22 1One 발명예27Inventive Example 27 800800 650650 360360 368368 602602 28.328.3 0.260.26 7171 1919 88 00 22 77 비교예11Comparative Example 11 770770 650650 480480 360360 573573 30.230.2 0.250.25 8282 88 99 00 1One -16-16 비교강1Comparative Steel 1 비교예12Comparative Example 12 830830 650650 360360 374374 569569 27.527.5 0.240.24 8383 77 88 00 22 -24-24 비교강2Comparative lecture 2 비교예13Comparative Example 13 800800 650650 360360 367367 575575 28.828.8 0.260.26 8585 77 77 00 1One -16-16 비교예14Comparative Example 14 800800 650650 360360 375375 572572 27.127.1 0.240.24 8282 88 99 00 1One -26-26 비교강3Comparative lecture 3 비교예15Comparative Example 15 800800 650650 360360 353353 573573 28.728.7 0.270.27 8383 77 88 00 22 -18-18 비교강4Comparative lecture 4 비교예16Comparative Example 16 830830 650650 360360 353353 526526 30.830.8 0.250.25 8181 88 1010 00 1One -50-50 비교강5Comparative lecture 5 비교예17Comparative Example 17 800800 650650 400400 352352 548548 30.130.1 0.270.27 8686 66 77 00 1One -48-48 비교예18Comparative Example 18 770770 650650 360360 346346 533533 28.428.4 0.260.26 8484 77 77 00 22 -56-56

상기 표 1~2에 나타난 바와 같이, 강 조성 성분으로 나타낸 관계식 1을 만족하지 않는 비교예 12~18과, 강 조성성분을 만족하더라도 관계식 2를 만족하지 않는 비교예 1~11의 경우, 본 발명이 목표로하는 인장강도(TS) 590MPa 이상, 4~6%의 인장 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n)가 0.21이상 및 연성(El)이 26%이상의 확보가 불가하였다. As shown in Tables 1 to 2, in the case of Comparative Examples 12 to 18 that do not satisfy the relational expression 1 expressed as the steel composition component, and Comparative Examples 1 to 11 that do not satisfy the relational expression 2 even if the steel composition component is satisfied, the present invention It was impossible to secure the target tensile strength (TS) of 590 MPa or more, work hardening index (n) of 0.21 or more, and ductility (El) of 26% or more measured in the tensile strain section of 4 to 6%.

한편 관계식 1 및 관계식 2를 동시에 충족하는 발명예 1~27의 경우, 면적%로 40% 이상 80% 미만의 페라이트, 30% 미만의 베이나이트, 20% 미만의 후레쉬 마르텐사이트, 5% 미만의 잔류 오스테나이트 및 5% 미만의 펄라이트를 포함하는 강 미세조직이 구현되어, 상기 소둔강판의 목표물성 확보가 가능하였다.On the other hand, in the case of Inventive Examples 1 to 27 that simultaneously satisfy the relational expressions 1 and 2, in terms of area%, 40% or more and less than 80% ferrite, 30% or less bainite, less than 20% fresh martensite, and less than 5% residual A steel microstructure including austenite and less than 5% perlite was implemented, and it was possible to secure target properties of the annealed steel sheet.

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 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.As described above, in the detailed description of the present invention, preferred embodiments of the present invention have been described, but those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains, various modifications within the limit not departing from the scope of the present invention. Of course this is possible. Therefore, the scope of the present invention is limited to the described embodiments and should not be determined, and should not be determined by the claims to be described later, as well as those equivalent thereto.

Claims (11)

중량%로, 탄소(C):0.08~0.15%, 실리콘(Si):1.0%이하 (0%는 제외), 망간(Mn):1.5~2.5%, 알루미늄(sol.Al): 1%이하 (0%는 제외), 인(P):0.1% 이하 (0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하 (0%는 제외), 질소(N):0.01% 이하 (0%는 제외), Sb : 0.05%이하 (0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, C, Si, Mn 및 Al 성분이 하기 관계식 1을 만족하도록 함유되어 있으며, 면적%로 40% 이상 80% 미만의 페라이트, 30% 미만의 베이나이트(0%는 제외), 20% 미만의 후레쉬 마르텐사이트(0%는 제외), 5% 미만의 잔류 오스테나이트 및 5% 미만의 펄라이트를 포함하는 강판 미세조직을 가지며,
인장강도(TS) 590~641MPa, 4~6%의 인장 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n)가 0.21이상이고 연성(El)이 26% 이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판.
[관계식 1]
2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0
By weight%, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, aluminum (sol.Al): 1% or less ( 0% excluded), Phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%) , Sb: 0.05% or less (excluding 0%), the remaining Fe and other inevitable impurities are included, and C, Si, Mn, and Al components are contained to satisfy the following relational formula 1, and 40% or more and 80% by area% Steel sheet microstructure containing less than ferrite, less than 30% bainite (excluding 0%), less than 20% fresh martensite (excluding 0%), less than 5% residual austenite and less than 5% pearlite Has,
A cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that the work hardening index (n) measured in the tensile strength (TS) 590 to 641 MPa, the tensile deformation range of 4 to 6% is 0.21 or more and the ductility (El) is 26% or more.
[Relationship 1]
2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al-1> 0
 제 1항에 있어서, 상기 강판은, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하, V: 0.2% 이하, Mo: 0.3% 이하, Cr:1.0%이하 및 B: 0.003% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판.
The method of claim 1, wherein the steel sheet is at least one selected from among Ti: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.2% or less, Mo: 0.3% or less, Cr: 1.0% or less, and B: 0.003% or less Cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that it further comprises.
 삭제delete 　 제 1항에 있어서, 상기 강판 표면에 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층이 형성되어 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판. 　
The cold-rolled steel sheet having excellent workability according to claim 1, wherein a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the steel sheet.
 중량%로, 탄소(C):0.08~0.15%, 실리콘(Si):1.0%이하 (0%는 제외), 망간(Mn):1.5~2.5%, 알루미늄(sol.Al): 1%이하 (0%는 제외), 인(P):0.1% 이하 (0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하 (0%는 제외), 질소(N):0.01% 이하 (0%는 제외), Sb : 0.05%이하 (0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는공정;
상기 재가열된 강 슬라브를 마무리압연 출측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간 압연한 후, 400~700℃에서 권취하고, 이어, 0.1℃/s 이하의 평균냉각속도로 상온까지 냉각하는 공정;
상기 냉각된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정;
상기 냉연강판을 750~850℃의 온도(①온도라 한다)에서 연속소둔하는 공정;
상기 연속소둔된 강판을 630~700℃의 온도(②온도라 하다)까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 300~500℃의 온도(③온도라 한다)까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각한 후, 50초 이상 유지하는 공정; 및
상기 2차 냉각된 냉연강판을 (Ms~100℃) 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 공정;을 포함하고, 하기 관계식 2를 만족하며,
인장강도(TS) 590~641MPa, 4~6%의 인장 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n)가 0.21이상 및 연성(El)이 26%이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판 제조방법.
[관계식 1]
2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0
[관계식 2]
1297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×② - 0.156×③ - 164 > 0
By weight%, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, aluminum (sol.Al): 1% or less ( 0% excluded), Phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%) , Sb: 0.05% or less (excluding 0%), including the remaining Fe and other inevitable impurities, preparing a steel slab that satisfies the following relational formula 1, and then reheating it;
A step of hot-rolling the reheated steel slab so that the finish rolling exit temperature is Ar3~Ar3+50℃, winding at 400~700℃, and then cooling to room temperature at an average cooling rate of 0.1℃/s or less;
Cold-rolling the cooled hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 40 to 70% to produce a cold-rolled steel sheet;
A step of continuously annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 750 to 850°C (referred to as ① temperature);
The continuously annealed steel sheet is first cooled to a temperature of 630 to 700°C (referred to as temperature ②) at an average cooling rate of 10°C/s or less, and 5°C/s to a temperature of 300 to 500°C (referred to as temperature ③). After secondary cooling at an average cooling rate of s or more, the process is maintained for 50 seconds or more; And
A step of cooling the secondary cooled cold-rolled steel sheet at an average cooling rate of 5° C./s or higher to a temperature of (Ms ~ 100° C.) or less, and satisfies the following relational equation 2,
A method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having excellent workability, characterized in that the work hardening index (n) measured in the tensile strength (TS) 590 to 641 MPa, the tensile strain range of 4 to 6% is 0.21 or more and the ductility (El) is 26% or more.
[Relationship 1]
2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al-1> 0
[Relationship 2]
1297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×②-0.156×③-164> 0
 제 5항에 있어서, 상기 강 슬라브는, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하, V: 0.2% 이하, Mo: 0.3% 이하, Cr:1.0%이하 및 B: 0.003% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 냉연강판 제조방법.
The method of claim 5, wherein the steel slab is one selected from among Ti: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.2% or less, Mo: 0.3% or less, Cr: 1.0% or less, and B: 0.003% or less Cold-rolled steel sheet manufacturing method having excellent workability, characterized in that it further comprises the above.
 삭제delete 중량%로, 탄소(C):0.08~0.15%, 실리콘(Si):1.0%이하 (0%는 제외), 망간(Mn):1.5~2.5%, 알루미늄(sol.Al): 1%이하 (0%는 제외), 인(P):0.1% 이하 (0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하 (0%는 제외), 질소(N):0.01% 이하 (0%는 제외), Sb : 0.05%이하 (0%는 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는공정;
상기 재가열된 강 슬라브를 마무리압연 출측 온도가 Ar3~Ar3+50℃가 되도록 열간 압연한 후, 400~700℃에서 권취하고, 이어, 0.1℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 상온까지 냉각하는 공정;
상기 냉각된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정;
상기 냉연강판을 750~850℃의 온도(①온도라 한다)에서 연속소둔하는 공정;
상기 연속소둔된 강판을 630~700℃의 온도(②온도라 하다)까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 300~500℃의 온도(③온도라 한다)까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각한 후, 50초 이상 유지하는 공정;
상기 2차 냉각된 냉연강판을 430~490℃의 온도범위에서 용융아연도금처리하는 공정; 및
상기 용융아연도금된 강판을 (Ms~100℃) 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 공정;을 포함하고, 하기 관계식 2를 만족하며,
인장강도(TS) 590~641MPa, 4~6%의 인장 변형구간에서 측정한 가공경화지수(n)가 0.21이상 및 연성(El)이 26%이상인 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 용융아연도금강판 제조방법.
[관계식 1]
2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al - 1 > 0
[관계식 2]
1297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×② - 0.156×③ - 164 > 0
By weight%, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, aluminum (sol.Al): 1% or less ( 0% excluded), Phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), Sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%) , Sb: 0.05% or less (excluding 0%), including the remaining Fe and other inevitable impurities, preparing a steel slab that satisfies the following relational formula 1, and then reheating it;
A step of hot-rolling the reheated steel slab so that the finish rolling exit temperature is Ar3~Ar3+50℃, winding at 400~700℃, and then cooling to room temperature at an average cooling rate of 0.1℃/s or less;
Cold-rolling the cooled hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 40 to 70% to produce a cold-rolled steel sheet;
A step of continuously annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature of 750 to 850°C (referred to as ① temperature);
The continuously annealed steel sheet is first cooled to a temperature of 630 to 700°C (referred to as temperature ②) at an average cooling rate of 10°C/s or less, and 5°C/s to a temperature of 300 to 500°C (referred to as temperature ③). After secondary cooling at an average cooling rate of s or more, the process is maintained for 50 seconds or more;
A process of hot-dip galvanizing the second cooled cold-rolled steel sheet at a temperature range of 430 to 490°C; And
Including, and a step of cooling the hot-dip galvanized steel sheet to a temperature of (Ms ~ 100 °C) or less at an average cooling rate of 5 °C / s or more; and satisfies the following relational formula 2,
Manufacture of hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability, characterized by having a work hardening index (n) of 0.21 or more and a ductility (El) of 26% or more, measured in tensile strength (TS) 590 to 641 MPa, 4 to 6% tensile deformation section Way.
[Relationship 1]
2.5×C + 0.29×Si + 0.31×Mn + 0.1×Al-1> 0
[Relationship 2]
1297×C + 166×Si + 183×Mn + 56×Al + 0.157×① + 0.157×②-0.156×③-164> 0
 제 8항에 있어서, 상기 강 슬라브는, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하, V: 0.2% 이하, Mo: 0.3% 이하, Cr:1.0%이하 및 B: 0.003% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 용융아연도금강판 제조방법.
The method of claim 8, wherein the steel slab is one selected from among Ti: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.2% or less, Mo: 0.3% or less, Cr: 1.0% or less, and B: 0.003% or less A method of manufacturing a hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability, characterized in that it further comprises the above.
 삭제delete 제 8항에 있어서, 상기 용융아연 도금처리된 강판에 합금화 열처리를 행한 후, (Ms~100℃) 이하의 온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 용융아연도금강판 제조방법.
The molten zinc having excellent workability according to claim 8, wherein the hot-dip galvanized steel sheet is subjected to an alloying heat treatment and then cooled to a temperature of (Ms ~ 100°C) or lower at an average cooling rate of 5°C/s or higher. Plated steel sheet manufacturing method.
KR1020190079587A 2019-07-02 2019-07-02 Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof KR102200227B1 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020190079587A KR102200227B1 (en) 2019-07-02 2019-07-02 Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020190079587A KR102200227B1 (en) 2019-07-02 2019-07-02 Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR102200227B1 true KR102200227B1 (en) 2021-01-08

Family

ID=74127583

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020190079587A KR102200227B1 (en) 2019-07-02 2019-07-02 Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR102200227B1 (en)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115181894A (en) * 2021-04-02 2022-10-14 宝山钢铁股份有限公司 590 MPa-grade high-formability hot-galvanized dual-phase steel and rapid heat treatment hot galvanizing manufacturing method
WO2024041533A1 (en) * 2022-08-23 2024-02-29 宝山钢铁股份有限公司 100-kg-grade cold-rolled low-alloy annealed dual-phase steel and manufacturing method therefor
WO2024090933A1 (en) * 2022-10-24 2024-05-02 주식회사 포스코 Steel sheet having excellent bendability and manufacturing method thereof

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000063955A (en) 1998-08-12 2000-02-29 Nkk Corp Production of thin dual-phase hot rolled steel strip
JP2010090432A (en) 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp Super high-strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility, and producing method of the same
KR20150073844A (en) 2013-12-20 2015-07-01 주식회사 포스코 Precipitation hardening steel sheet having excellent hole expandability and method for manufacturing the same
KR101561007B1 (en) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 High strength cold rolled, hot dip galvanized steel sheet with excellent formability and less deviation of mechanical properties in steel strip, and method for production thereof
WO2019124807A1 (en) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 Steel sheet with excellent bake hardening properties and corrosion resistance and method for manufacturing same
WO2019124693A1 (en) * 2017-12-22 2019-06-27 주식회사 포스코 High-strength steel sheet having excellent processability and method for manufacturing same

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000063955A (en) 1998-08-12 2000-02-29 Nkk Corp Production of thin dual-phase hot rolled steel strip
JP2010090432A (en) 2008-10-08 2010-04-22 Jfe Steel Corp Super high-strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility, and producing method of the same
KR20150073844A (en) 2013-12-20 2015-07-01 주식회사 포스코 Precipitation hardening steel sheet having excellent hole expandability and method for manufacturing the same
KR101561007B1 (en) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 High strength cold rolled, hot dip galvanized steel sheet with excellent formability and less deviation of mechanical properties in steel strip, and method for production thereof
WO2019124693A1 (en) * 2017-12-22 2019-06-27 주식회사 포스코 High-strength steel sheet having excellent processability and method for manufacturing same
WO2019124807A1 (en) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 Steel sheet with excellent bake hardening properties and corrosion resistance and method for manufacturing same

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115181894A (en) * 2021-04-02 2022-10-14 宝山钢铁股份有限公司 590 MPa-grade high-formability hot-galvanized dual-phase steel and rapid heat treatment hot galvanizing manufacturing method
CN115181894B (en) * 2021-04-02 2023-08-11 宝山钢铁股份有限公司 590 MPa-level high-formability hot dip galvanized dual phase steel and rapid heat treatment hot dip galvanizing manufacturing method
WO2024041533A1 (en) * 2022-08-23 2024-02-29 宝山钢铁股份有限公司 100-kg-grade cold-rolled low-alloy annealed dual-phase steel and manufacturing method therefor
WO2024090933A1 (en) * 2022-10-24 2024-05-02 주식회사 포스코 Steel sheet having excellent bendability and manufacturing method thereof

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102153197B1 (en) Cold rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof
KR102020411B1 (en) High-strength steel sheet having excellent workablity and method for manufacturing thereof
KR102020412B1 (en) High-strength steel sheet having excellent crash worthiness and formability, and method for manufacturing thereof
US20170260602A1 (en) Complex-phase steel sheet having excellent formability and method of manufacturing the same
KR101449134B1 (en) Ultra high strength cold rolled steel sheet having excellent weldability and bendability and method for manufacturinf the same
KR102200227B1 (en) Cord rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet having good workability, and manufacturing method thereof
US10941468B2 (en) High tensile strength steel having excellent bendability and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
KR102490312B1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with high ductility and excellent formability
KR20210080664A (en) Steel sheet having excellent ductility and workablity, and method for manufacturing thereof
KR102245228B1 (en) Steel sheet having excellent uniform elongation and strain hardening rate and method for manufacturing thereof
KR102468040B1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent ductility and processability and process for producing the same
KR102379444B1 (en) Steel sheet having excellent formability and strain hardening rate and method for manufacturing thereof
KR20240057522A (en) Steel sheet having excellent bendability and manufacturing method thereof
KR20230094234A (en) High-strength steel sheet having excellent ductility and hole expandability, and method for manufacturing thereof
KR20230066166A (en) Steel sheet having excellent crashworthiness and formability, and method for manufacturing thereof
KR100957966B1 (en) High Tension Multiphase Cold-Rolled Steel Sheet, Hot-Dip Coated Steel Sheet having Excellent Deep-Drawability and Elongation Property and Manufacturing Method Thereof
KR20240061234A (en) Cold rolled steel sheet having high yield ratio and high yield strength and method of manufacturing the same
KR20200134395A (en) Steel plate and method of manufacturing the same

Legal Events

Date Code Title Description
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant