KR102209575B1

KR102209575B1 - Steel sheet having excellent workability and balance of strength and ductility, and method for manufacturing the same

Info

Publication number: KR102209575B1
Application number: KR1020180163890A
Authority: KR
Inventors: 이재훈; 임영록
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2018-12-18
Filing date: 2018-12-18
Publication date: 2021-01-29
Also published as: KR20200075957A

Abstract

본 발명은 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 강판에 관한 것으로서, 강도와 연성의 밸런스가 우수하고, 우수한 가공성을 갖는 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a steel plate that can be used in automobile parts, and the like, and to a steel plate having excellent balance of strength and ductility and excellent workability, and a method of manufacturing the same.

Description

강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판 및 그 제조방법{STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WORKABILITY AND BALANCE OF STRENGTH AND DUCTILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}Steel sheet with excellent balance between strength and ductility and workability and manufacturing method thereof {STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WORKABILITY AND BALANCE OF STRENGTH AND DUCTILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 강판에 관한 것으로서, 강도와 연성의 밸런스가 우수하고, 우수한 가공성을 갖는 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다. The present invention relates to a steel plate that can be used in automobile parts, and the like, and to a steel plate having excellent balance of strength and ductility and excellent workability, and a method of manufacturing the same.

최근 자동차 산업은 지구 환경을 보호하기 위하여 소재 경량화를 도모하고, 동시에 탑승자 안정성을 확보할 수 있는 방안에 주목하고 있다. 이러한 안정성과 경량화 요구에 부응하기 위해 고강도 강판의 적용이 급격히 증가하고 있다. 일반적으로 강판의 고강도화가 이루어질수록 연성과 가공성은 저하되기 때문에, 자동차 부재용 강판에 있어서, 강도와 연성의 밸런스(balance)와 우수한 가공성이 요구되고 있다.In recent years, the automobile industry is paying attention to measures to reduce material weight and secure occupant stability in order to protect the global environment. In order to meet these requirements for stability and weight reduction, the application of high-strength steel sheets is rapidly increasing. In general, since the ductility and workability decrease as the strength of the steel sheet is increased, a balance between strength and ductility and excellent workability are required in a steel sheet for automobile members.

강판의 연성을 개선하는 기술로써, 템퍼드 마르텐사이트를 활용하는 방법이 특허문헌 1 및 2에 개시되어 있다. 경질의 마르텐사이트를 템퍼링(tempering)시켜 만든 템퍼드 마르텐사이트는 연질화된 마르텐사이트이며, 기존의 템퍼링되지 않은 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)와 강도의 차이를 보인다. 프레시 마르텐사이트를 억제시키고 템퍼드 마르텐사이트를 형성하게 되면 연성과 가공성이 증가한다. As a technique for improving the ductility of a steel sheet, a method of utilizing tempered martensite is disclosed in Patent Documents 1 and 2. Tempered martensite, which is made by tempering hard martensite, is a softened martensite, and shows a difference in strength from existing untempered martensite (fresh martensite). When fresh martensite is suppressed and tempered martensite is formed, ductility and workability increase.

그러나 특허문헌 1 및 2에 개시된 기술로는 인장강도와 연신율의 곱(TS×EL)이 22,000MPa% 이상을 만족하지 못하여 우수한 강도와 연성의 밸런스를 확보하기 어렵다. However, with the techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2, the product of tensile strength and elongation (TS×EL) does not satisfy 22,000 MPa% or more, so it is difficult to secure an excellent balance of strength and ductility.

한편, 자동차 부재용 강판은 고강도이면서 연성과 가공성이 우수한 특성을 모두 얻기 위해서 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강이 개발되었다. 특허문헌 3 및 4에서는 연성 및 가공성이 우수한 TRIP강이 개시되어 있다. On the other hand, in order to obtain both high strength and excellent ductility and workability, the steel sheet for automobile members has developed TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel using the transformation organic plasticity of retained austenite. In Patent Documents 3 and 4, TRIP steel having excellent ductility and workability is disclosed.

특허문헌 3에서는 다각형의 페라이트와 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하여, 연성과 가공성을 향상시키고자 하였으나, 베이나이트를 주상(主相)으로 하고 있어 높은 강도를 확보하지 못하고, TS×EL도 22,000MPa% 이상을 만족하지 못하는 것을 알 수 있다. Patent Document 3 attempted to improve ductility and workability, including polygonal ferrite, retained austenite, and martensite. However, since bainite was used as the main phase, high strength was not secured, and TS×EL was also 22,000. It can be seen that the MPa% or more is not satisfied.

특허문헌 4에서는 페라이트 형성과, 잔류 오스테나이트의 미세화 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 복합 조직을 형성하여 연성 및 가공성을 향상시키고 있으나, 연질의 페라이트가 다량 포함되어 있어, 높은 강도를 확보하기 어려운 문제가 있다. In Patent Document 4, ferrite is formed, residual austenite is refined, and a complex structure including tempered martensite is formed to improve ductility and workability, but it is difficult to secure high strength because a large amount of soft ferrite is included. There is.

지금까지도 강도와 연성의 밸런스가 우수하면서도, 가공성이 우수한 강판에 대한 요구를 충족시키지 못하고 있는 실정이다.Until now, the balance between strength and ductility is excellent, and the demand for a steel sheet having excellent workability has not been satisfied.

한국 공개특허공보 제10-2006-0118602호Korean Patent Application Publication No. 10-2006-0118602 일본 공개특허공보 제2009-019258호Japanese Patent Application Publication No. 2009-019258 한국 공개특허공보 제10-2014-0012167호Korean Patent Application Publication No. 10-2014-0012167 한국 공개특허공보 제10-2010-0092503호Korean Patent Application Publication No. 10-2010-0092503

본 발명의 일측면은 강판의 조성 및 미세조직을 최적화하여 우수한 강도와 연성의 밸런스를 확보하는 동시에, 우수한 가공성을 갖는 강판과 이를 제조하는 방법에 대해 제공하고자 하는 것이다.An aspect of the present invention is to provide a steel sheet having excellent workability and a method of manufacturing the same while securing excellent balance of strength and ductility by optimizing the composition and microstructure of the steel sheet.

본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 않는다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.The subject of the present invention is not limited to the above. Additional problems of the present invention are described in the general contents of the specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will not have any difficulty in understanding the additional problems of the present invention from the contents described in the specification of the present invention.

본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.25 초과~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,One aspect of the present invention is by weight %, C: more than 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N : 0.03% or less, the rest contains Fe and inevitable impurities,

미세조직은 텀퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,The microstructure includes tampered martensite, bainite and retained austenite,

하기 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판에 관한 것이다.It relates to a steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability satisfying the following [relational formula 1] and [relational formula 2].

[관계식 1][Relationship 1]

0.55 ≤ [Si+Al]γ / [Si+Al]av ≤ 0.850.55 ≤ [Si+Al]γ / [Si+Al]av ≤ 0.85

(단, [Si+Al]γ는 잔류 오스테나이트 내 포함된 Si 및 Al 함량(중량%)이고, [Si+Al]av는 강판에 포함된 Si 및 Al의 함량(중량%)임)(However, [Si+Al]γ is the Si and Al content (wt%) contained in the retained austenite, and [Si+Al]av is the Si and Al content (wt%) contained in the steel sheet)

[관계식 2][Relationship 2]

V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1

(단, V(1.2㎛, γ)은 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)(However, V(1.2㎛, γ) is the fraction of retained austenite having an average grain size of 1.2㎛ or more, and V(γ) is the retained austenite fraction of the steel sheet)

본 발명의 또다른 일태양은 중량%로, C: 0.25 초과~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉연압연된 강판을 제공하는 단계;Another aspect of the present invention is by weight %, C: more than 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less , N: providing a cold-rolled steel sheet containing less than 0.03%, the balance Fe and inevitable impurities;

상기 냉연압연된 강판을 Ac3 이상으로 가열(1차 가열)하여, 50초 이상 유지(1차 유지)하는 단계;Heating the cold-rolled steel sheet to at least Ac3 (primary heating) and maintaining it for at least 50 seconds (primary maintenance);

평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 600~850℃의 온도범위(1차 냉각정지온도)까지 냉각(1차 냉각)하는 단계;Cooling (primary cooling) to a temperature range of 600 to 850°C (first cooling stop temperature) at an average cooling rate of 1°C/s or more;

평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 350~550℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 단계;Cooling (secondary cooling) to a temperature range of 350 to 550°C at an average cooling rate of 2°C/s or more, and maintaining (secondary maintenance) in this temperature range for 5 seconds or more;

평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 250~450℃의 온도범위까지 냉각(3차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(3차 유지)하는 단계;Cooling (third cooling) to a temperature range of 250 to 450°C at an average cooling rate of 1°C/s or more, and maintaining (third maintenance) in this temperature range for 5 seconds or more;

평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 100~300℃의 온도범위(2차 냉각정지온도)까지 냉각(4차 냉각)하는 단계;Cooling (fourth cooling) to a temperature range of 100 to 300°C (second cooling stop temperature) at an average cooling rate of 2°C/s or more;

300~500℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 50초 이상 유지(4차 유지)하는 단계; 및Heating (secondary heating) to a temperature range of 300 to 500°C, and maintaining at this temperature range for 50 seconds or more (4th maintenance); And

상온까지 냉각(5차 냉각)하는 단계를 포함하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법에 관한 것이다.It relates to a method of manufacturing a steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability including cooling to room temperature (5th cooling).

본 발명에 의하면, 우수한 강도와 연성 밸런스 및 가공성을 갖는 강판을 경량화 및 안정성이 동시에 요구되는 자동차 구조용도로 제공할 수 있다.Advantageous Effects of Invention According to the present invention, a steel sheet having excellent strength, ductility balance, and workability can be provided for automotive structural applications requiring weight reduction and stability simultaneously.

본 발명의 발명자들은 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등을 포함하는 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, TRIP)강에 있어서, 잔류 오스테나이트의 안정화를 도모하고, 잔류 오스테나이트 크기와 형상을 통해서 강도, 연성 및 굽힘 가공성의 밸런스에 영향이 미치는 것을 인지하게 되었다. 이를 규명하여, 강도와 연성의 밸런스와 가공성이 우수한 강판과 이를 제조하는 방법을 고안하게 된 것이다. In the Transformation Induced Plasticity (TRIP) steel including bainite, tempered martensite, and retained austenite, the inventors of the present invention aim to stabilize retained austenite and determine the size and shape of retained austenite. Through this, it was recognized that the balance of strength, ductility, and bending workability was affected. By clarifying this, they devised a steel plate with excellent balance of strength and ductility and workability and a method of manufacturing the same.

이하, 본 발명에 대해서 상세히 설명한다. 먼저 본 발명 강판의 합금조성에 대해서 상세하게 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail. First, the alloy composition of the steel sheet of the present invention will be described in detail.

본 발명의 강판은 중량%로(이하, %), C: 0.25 초과~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 추가적으로, Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5%, V: 0~0.5%, Cr: 0~3.0%, Mo: 0~3.0%, Cu: 0~4.5%, Ni: 0~4.5%, B: 0~0.005%, Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05%, Mg: 0~0.05%, W: 0~0.5%, Zr: 0~0.5%, Sb: 0~0.5%, Sn: 0~0.5%, Y: 0~0.2%, Hf: 0~0.2% 및 Co: 0~1.5% 등이 포함될 수 있다. 이하, 각 합금조성에 대해서 상세히 설명한다. The steel sheet of the present invention is in% by weight (hereinafter, %), C: greater than 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03 % Or less, N: 0.03% or less, and the remainder contains Fe and unavoidable impurities. Additionally, Ti: 0-0.5%, Nb: 0-0.5%, V: 0-0.5%, Cr: 0-3.0%, Mo: 0-3.0%, Cu: 0-4.5%, Ni: 0-4.5% , B: 0~0.005%, Ca: 0~0.05%, REM excluding Y: 0~0.05%, Mg: 0~0.05%, W: 0~0.5%, Zr: 0~0.5%, Sb: 0 It may include ~0.5%, Sn: 0 ~ 0.5%, Y: 0 ~ 0.2%, Hf: 0 ~ 0.2%, and Co: 0 ~ 1.5%. Hereinafter, each alloy composition will be described in detail.

탄소(C): 0.25 초과~0.75%Carbon (C): more than 0.25 ~ 0.75%

상기 C는 강판의 강도를 부여하기 위한 불가결한 원소인 동시에, 강판의 연성을 증가시키는 잔류 오스테나이트의 안정화 원소이다. 상기 C 함량이 0.25% 이하이면 필요한 인장강도의 확보가 어렵고, 0.75%를 초과하게 되면 냉간 압연이 어려워 강판을 제조할 수 없다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.25 초과~0.75% 이하인 것이 바람직하다. 상기 C의 함량은 0.31~0.75%인 것이 보다 바람직하다.C is an indispensable element for imparting the strength of the steel sheet and is a stabilizing element of retained austenite that increases the ductility of the steel sheet. When the C content is 0.25% or less, it is difficult to secure the necessary tensile strength, and when it exceeds 0.75%, cold rolling is difficult and the steel sheet cannot be manufactured. Therefore, the content of C is preferably more than 0.25 ~ 0.75% or less. The content of C is more preferably 0.31 to 0.75%.

실리콘(Si): 4.0% 이하 (0은 제외) Silicon (Si): 4.0% or less (excluding 0)

상기 Si은 고용강화에 의한 강도 향상의 효과가 있는 원소이며, 페라이트를 강화시키고 조직을 균일화시키며 가공성을 개선하는 원소이다. 또한, 시멘타이트 석출을 억제시켜 잔류 오스테나이트 생성에 기여하는 원소이다. 상기 Si이 4.0%를 초과하게 되면, 도금공정에서 미도금과 같은 도금결함 문제와 강판의 용접성을 저하시키므로, 상기 Si의 함량은 4.0% 이하인 것이 바람직하다.Si is an element that has an effect of improving strength by solid solution strengthening, and is an element that strengthens ferrite, makes the structure uniform, and improves workability. In addition, it is an element that contributes to the formation of retained austenite by suppressing the precipitation of cementite. When the Si content exceeds 4.0%, plating defects such as non-plating in the plating process and weldability of the steel sheet are deteriorated, so the content of Si is preferably 4.0% or less.

알루미늄(Al): 5.0% 이하 (0은 제외)Aluminum (Al): 5.0% or less (excluding 0)

상기 Al은 강중의 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이다. 또한 Si과 동일하게 시멘타이트 석출을 억제시켜 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 상기 Al 함량이 5.0%를 초과하게 되면, 강판의 가공성이 열화되고 개재물을 증가시킨다. 따라서 상기 Al의 함량은 5.0% 이하인 것이 바람직하다.The Al is an element that acts on deoxidation by bonding with oxygen in steel. In addition, it is an element that stabilizes retained austenite by suppressing precipitation of cementite like Si. When the Al content exceeds 5.0%, the workability of the steel sheet is deteriorated and inclusions are increased. Therefore, the Al content is preferably 5.0% or less.

한편, 상기 Si과 Al의 합량(Si+Al)은 1.0~6.0%인 것이 바람직하다. 상기 Si 및 Al은 본 발명에서 미세조직 형성에 영향을 주어, 연성 및 굽힘 가공성에 영향을 미치는 성분이다. 따라서 우수한 연성 및 굽힘 가공성을 갖기 위해, 상기 Si 및 Al의 합량이 1.0~6.0%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.5~4.0%를 포함한다.On the other hand, the sum of Si and Al (Si+Al) is preferably 1.0 to 6.0%. The Si and Al are components that affect microstructure formation in the present invention and affect ductility and bending workability. Therefore, in order to have excellent ductility and bending workability, the sum of Si and Al is preferably 1.0 to 6.0%. More preferably, it contains 1.5 to 4.0%.

망간(Mn): 0.9~5.0%Manganese (Mn): 0.9~5.0%

상기 Mn은 강도와 연성을 함께 높이는데 유용한 원소이다. 0.9% 이상에서 상기 효과를 얻을 수 있지만, 5.0%를 초과하게 되면 강판의 용접성과 충격 인성을 저하시킨다. 또한, 5.0% 초과하여 Mn을 포함하게 되면, 베이나이트 변태시간이 증가하여 오스테나이트 중의 C 농화가 충분하지 않아 필요한 잔류 오스테나이트 분율을 확보할 수 없다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.9~5.0%인 것이 바람직하다. The Mn is an element useful for enhancing both strength and ductility. The above effect can be obtained at 0.9% or more, but when it exceeds 5.0%, the weldability and impact toughness of the steel sheet are deteriorated. In addition, when Mn is included in an amount exceeding 5.0%, the bainite transformation time increases and the concentration of C in the austenite is insufficient, and thus the required residual austenite fraction cannot be secured. Therefore, the content of Mn is preferably 0.9 to 5.0%.

인(P): 0.15% 이하Phosphorus (P): 0.15% or less

상기 P은 불순물로 함유되어 충격인성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.15% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.P is an element that is contained as an impurity and deteriorates the impact toughness. Therefore, it is preferable to manage the P content to 0.15% or less.

황(S): 0.03% 이하Sulfur (S): 0.03% or less

상기 S은 불순물로 함유되어 강판 중에 MnS를 만들고, 연성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.S is an element that is contained as an impurity, makes MnS in the steel sheet, and deteriorates ductility. Therefore, the content of S is preferably 0.03% or less.

질소(N): 0.03% 이하Nitrogen (N): 0.03% or less

상기 N는 불순물로 함유되어 연속주조 중에 질화물을 만들어 슬라브의 균열을 일으키는 원소이다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.The N is an element that is contained as an impurity and causes a crack in the slab by making nitride during continuous casting. Accordingly, the content of N is preferably 0.03% or less.

나머지는 Fe와 불가피하게 포함되는 불순물을 포함한다. 한편, 본 발명의 강판은 상술한 합금성분 이외에 추가적으로 포함될 수 있는 합금 조성이 존재하며, 이에 대해서는 아래에서 상세히 설명한다.The rest contains Fe and impurities that are inevitably included. Meanwhile, the steel sheet of the present invention has an alloy composition that may be additionally included in addition to the above-described alloy components, which will be described in detail below.

티타늄(Ti): 0~0.5%, 니오븀(Nb): 0~0.5%, 바나듐(V): 0~0.5% 중 1종 이상Titanium (Ti): 0~0.5%, Niobium (Nb): 0~0.5%, Vanadium (V): At least one of 0~0.5%

상기 Ti, Nb 및 V은 석출물을 만들어 결정립을 미세화시키는 원소이다. 강판의 강도와 충격인성을 향상시키기 위해 함유시켜도 좋다. 상기 Ti, Nb 및 V의 각 함량이 0.5%를 초과하게 되면 과도한 석출물 형성으로 충격인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 되므로, 그 함량은 0.5% 이하인 것이 바람직하다.Ti, Nb, and V are elements that make precipitates and refine crystal grains. It may be contained in order to improve the strength and impact toughness of the steel sheet. When the content of each of Ti, Nb and V exceeds 0.5%, not only the impact toughness is lowered by formation of excessive precipitates, but also causes an increase in manufacturing cost, so the content is preferably 0.5% or less.

크롬(Cr): 0~3.0% 및 몰리브덴(Mo): 0~3.0% 중 1종 이상Chrome (Cr): 0-3.0% and molybdenum (Mo): 0-3.0% at least one of

상기 Cr 및 Mo은 합금화 처리시 오스테나이트 분해를 억제하고, Mn과 동일하게 오스테나이트를 안정화시키는 원소이다. 상기 Cr 및 Mo의 각 함량이 3.0%를 초과하게 되면 베이나이트 변태시간이 증가하여 오스테나이트 중의 C 농화가 충분하지 않아 필요한 잔류 오스테나이트 분율을 확보할 수 없다. 따라서 상기 Cr 및 Mo의 각 함량은 3.0% 이하인 것이 바람직하다.Cr and Mo are elements that inhibit austenite decomposition during alloying treatment and stabilize austenite in the same manner as Mn. When the respective contents of Cr and Mo exceed 3.0%, the bainite transformation time increases, and the concentration of C in the austenite is insufficient, so that the required residual austenite fraction cannot be secured. Therefore, it is preferable that each content of Cr and Mo is 3.0% or less.

구리(Cu): 0~4.5% 및 니켈(Ni): 0~4.5% 중 1종 이상Copper (Cu): 0-4.5% and Nickel (Ni): 0-4.5% at least one of

상기 Cu 및 Ni은 오스테나이트를 안정화시키고, 부식을 억제하는 원소이다. 상기 Cu 및 Ni은 강판 표면으로 농화되어 강판 내로 이동하는 수소 침입을 막아 수소지연파괴를 억제하는 효과도 있다. 상기 Cu 및 Ni의 각 함량이 4.5%를 초과하면 과도한 특성효과뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 Cu 및 Ni의 각 함량은 4.5% 이하인 것이 바람직하다.The Cu and Ni are elements that stabilize austenite and inhibit corrosion. The Cu and Ni are concentrated on the surface of the steel plate to prevent hydrogen from moving into the steel plate, thereby suppressing the delayed hydrogen destruction. When each content of Cu and Ni exceeds 4.5%, it causes not only an excessive characteristic effect, but also an increase in manufacturing cost. Therefore, it is preferable that each content of Cu and Ni is 4.5% or less.

보론(B): 0~0.005%Boron (B): 0~0.005%

상기 B은 담금질성을 향상시켜 강도를 높이고 결정립계의 핵생성을 억제하는 원소이다. 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.005% 이하인 것이 바람직하다.B is an element that improves hardenability to increase strength and suppresses nucleation of grain boundaries. When the content of B exceeds 0.005%, it causes an increase in manufacturing cost as well as an excessive characteristic effect. Therefore, the content of B is preferably 0.005% or less.

칼슘(Ca): 0~0.05%, 마그네슘(Mg): 0~0.05% 및 이트륨(Y)을 제외한 희토류 원소(REM): 0~0.05% 중 1종 이상Calcium (Ca): 0 to 0.05%, magnesium (Mg): 0 to 0.05% and rare earth elements (REM) excluding yttrium (Y): 0 to 0.05% at least one of

상기 REM이란 Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17원소를 가르킨다. 상기 Ca, Mg 및 Y을 제외한 REM은 황화물을 구형화시킴으로써 강판의 연성을 향상시킬 수 있다. 상기 Ca, Mg 및 Y을 제외한 REM의 각 함량이 0.05%를 초과하게 되면, 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, Ca, Mg 및 Y을 제외한 REM의 각 함량은 0.05% 이하인 것이 바람직하다.The REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoids. REM except for Ca, Mg, and Y can improve the ductility of the steel sheet by making the sulfide spherical. When each content of REM excluding Ca, Mg and Y exceeds 0.05%, it causes not only an excessive characteristic effect but also an increase in manufacturing cost. Therefore, it is preferable that each content of REM excluding Ca, Mg and Y is 0.05% or less.

텅스텐(W): 0~0.5% 및 지르코늄(Zr): 0~0.5% 중 1종 이상Tungsten (W): 0 to 0.5% and zirconium (Zr): 0 to 0.5% at least one of

상기 W 및 Zr은 담금질성을 향상시켜 강판의 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 W 및 Zr의 각 함량이 0.5%를 초과하게 되면, 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 된다. 따라서, 상기 W 및 Zr의 각 함량은 0.5% 이하인 것이 바람직하다.The W and Zr are elements that increase the strength of the steel sheet by improving the hardenability. When each content of W and Zr exceeds 0.5%, it causes not only an excessive characteristic effect but also an increase in manufacturing cost. Therefore, it is preferable that each content of W and Zr is 0.5% or less.

안티몬(Sb): 0~0.5% 및 주석(Sn): 0~0.5% 중 1종 이상Antimony (Sb): 0-0.5% and tin (Sn): 0-0.5% at least one of

상기 Sb 및 Sn은 강판의 도금 젖음성과 도금 밀착성을 향상시키는 원소이다. 상기 Sb 및 Sn의 각 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강판의 취성이 증가하여 열간가공 또는 냉간가공 시 균열이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Sb 및 Sn의 각 함량은 0.5% 이하인 것이 바람직하다.The Sb and Sn are elements that improve plating wettability and plating adhesion of the steel sheet. When each content of Sb and Sn exceeds 0.5%, the brittleness of the steel sheet increases, and cracks may occur during hot or cold working. Therefore, it is preferable that each content of Sb and Sn is 0.5% or less.

이트륨(Y): 0~0.2% 및 하프늄(Hf): 0~0.2% 중 1종 이상Yttrium (Y): 0 to 0.2% and hafnium (Hf): 0 to 0.2% at least one of

상기 Y 및 Hf은 강판의 내식성을 향상시키는 원소이다. 상기 Y 및 Hf의 각 함량이 0.2%를 초과하게 되면 강판의 연성이 열화될 수 있다. 따라서, 상기 Y 및 Hf의 각 함량은 0.2% 이하인 것이 바람직하다.The Y and Hf are elements that improve the corrosion resistance of the steel sheet. When the respective contents of Y and Hf exceed 0.2%, the ductility of the steel sheet may be deteriorated. Therefore, it is preferable that each content of Y and Hf is 0.2% or less.

코발트(Co): 0~1.5%Cobalt (Co): 0~1.5%

상기 Co는 베이나이트 변태를 촉진시켜 TRIP 효과를 증가시키는 원소이다. 상기 Co 함량이 1.5% 를 초과하게 되면 강판의 용접성과 연성이 열화될 수 있다. 따라서 상기 Co의 함량은 1.5% 이하인 것이 바람직하다.The Co is an element that increases the TRIP effect by promoting bainite transformation. When the Co content exceeds 1.5%, weldability and ductility of the steel sheet may be deteriorated. Therefore, the content of Co is preferably 1.5% or less.

본 발명 강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함한다. 바람직한 일예로써, 부피 분율로, 30~75%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~50%의 베이나이트, 10~40%의 잔류 오스테나이트를 포함하고, 5% 이하의 페라이트와 잔부 불가피한 조직으로 구성된다. 상기 불가피한 조직이란 프레시 마르텐사이트, 펄라이트, 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite Constituent, M-A) 등이 있다. 상기 프레시 마르텐사이트나 펄라이트가 과도하게 형성되면, 강판의 연성과 가공성이 열위되거나 잔류 오스테나이트의 분율을 저감시킬 수 있다.The microstructure of the steel sheet of the present invention includes tempered martensite, bainite and retained austenite. As a preferred example, by volume fraction, it contains 30 to 75% of tempered martensite, 10 to 50% of bainite, and 10 to 40% of retained austenite, and consists of 5% or less of ferrite and the balance inevitable. . The inevitable structure includes fresh martensite, perlite, martensite (Martensite Austenite Constituent, M-A), and the like. If the fresh martensite or pearlite is excessively formed, the ductility and workability of the steel sheet may be inferior, or the fraction of retained austenite may be reduced.

하기 관계식 1과 같이, 상기 잔류 오스테나이트에 포함되어 있는 Si 및 Al 함량([Si+Al]γ, 중량%)을 강판에 포함되어 Si 및 Al의 함량([Si+Al]av, 중량%)으로 나눈 값이 0.55~0.85인 것이 바람직하다.Si and Al content ([Si+Al]γ, wt%) contained in the retained austenite as shown in the following relational formula 1 is included in the steel sheet, and the content of Si and Al ([Si+Al]av, wt%) It is preferable that the value divided by is 0.55 to 0.85.

[관계식 1][Relationship 1]

0.55 ≤ [Si+Al]γ / [Si+Al]av ≤ 0.850.55 ≤ [Si+Al]γ / [Si+Al]av ≤ 0.85

본 발명의 강판은 인장강도와 연신율의 곱(TS×EL)이 22,000MPa% 이상이고, R/t(R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경(㎜)이고, t는 강판의 두께(㎜)임)가 0.5~3.0으로서, 강도와 연성의 밸런스가 우수하고, 우수한 가공성 갖는다. The steel sheet of the present invention has a product of tensile strength and elongation (TS×EL) of 22,000 MPa% or more, R/t (R is the minimum bending radius (mm) that does not cause cracks after a 90° bending test, and t is the steel sheet The thickness (mm)) is 0.5 to 3.0, has excellent balance between strength and ductility, and has excellent workability.

이를 확보하기 위해서는 강판의 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 것이 중요하다. 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위해서는 강판의 페라이트, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트에서 C와 Mn을 오스테나이트로 농화시키는 것이 필요하다. 그러나 페라이트를 활용하여 오스테나이트 중으로 C를 농화시키면 페라이트의 낮은 강도 특성 때문에 강판의 강도가 부족할 수 있다. 따라서, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 활용하여 오스테나이트 중으로 C와 Mn을 농화시키는 것이 바람직하다. 또한, 잔류 오스테나이트 중에 Si 및 Al 함량([Si+Al]γ)을 제어하면, 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트에서 잔류 오스테나이트 중으로 C와 Mn을 다량 농화시킬 수 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트 중의 Si와 Al을 제어하여, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 것이 가능하다. 이에, 본 발명에서는 [Si+Al]γ / [Si+Al]av 을 0.55 이상으로 하여, 잔류 오스테나이트를 안정화시킨다. 다만, [Si+Al]γ / [Si+Al]av 이 0.85를 초과하게 되면, 잔류 오스테나이트 중에 C와 Mn 농화가 불충분하여 잔류 오스테나이트가 인장 변형에 불안정하게 되므로 연성 및 가공성 저하를 야기하여, TS×EL이 22,000MPa% 미만이 되거나, R/t가 3.0을 초과하여 바람직하지 않다.To secure this, it is important to stabilize the retained austenite in the steel sheet. In order to stabilize retained austenite, it is necessary to concentrate C and Mn into austenite in ferrite, bainite, and tempered martensite of the steel sheet. However, if C is concentrated in austenite using ferrite, the strength of the steel sheet may be insufficient due to the low strength characteristics of ferrite. Therefore, it is preferable to use bainite and tempered martensite to concentrate C and Mn in austenite. In addition, if the Si and Al content ([Si+Al]γ) in the retained austenite is controlled, it is possible to concentrate C and Mn in a large amount in the retained austenite from bainite and tempered martensite. Therefore, it is possible to stabilize retained austenite by controlling Si and Al in retained austenite. Accordingly, in the present invention, [Si+Al]γ / [Si+Al]av is set to 0.55 or more to stabilize residual austenite. However, if [Si+Al]γ / [Si+Al]av exceeds 0.85, the concentration of C and Mn in the retained austenite is insufficient and the residual austenite becomes unstable in tensile deformation, resulting in a decrease in ductility and workability. TS×EL is less than 22,000 MPa%, or R/t exceeds 3.0, which is not preferable.

잔류 오스테나이트가 포함된 강판은, 가공 중 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태시 발생하는 변태유기소성에 의해 우수한 연성 및 가공성을 갖는다. 상기 강판의 잔류 오스테나이트가 10% 미만인 경우에는 TS×EL이 22,000MPa% 미만 또는 R/t가 3.0을 초과할 수 있다. 한편, 잔류 오스테나이트 분율이 40%를 초과하게 되면 국부연신율(Local Elingation)이 저하될 수 있다. 따라서, 강도와 연성의 밸런스 및 가공성의 양쪽 모두가 우수한 강판을 얻기 위해서는 상기 잔류 오스테나이의 분율은 10~40%인 것이 바람직하다.The steel sheet containing retained austenite has excellent ductility and workability due to the transformation organic plasticity that occurs during transformation from austenite to martensite during processing. When the residual austenite of the steel sheet is less than 10%, TS×EL may be less than 22,000 MPa% or R/t may exceed 3.0. On the other hand, when the residual austenite fraction exceeds 40%, local elingation may decrease. Therefore, in order to obtain a steel sheet excellent in both the balance of strength and ductility and workability, the fraction of retained austenite is preferably 10 to 40%.

한편, 상기 잔류 오스테나이트 중 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상의 잔류 오스테나이트는 베이나이트 형성 온도에서 열처리되어 평균 크기가 증가하여 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태를 억제시키게 되어, 강판의 가공성을 향상시킬 수 있다. Meanwhile, among the retained austenite, retained austenite having an average grain diameter of 1.2 μm or more is heat-treated at the bainite formation temperature to increase the average size, thereby suppressing the transformation from austenite to martensite, thereby improving the workability of the steel sheet. .

또한, 잔류 오스테나이트 중에 레쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트는 강판의 가공성에 영향을 준다. 잔류 오스테나이이트는 베이나이트 상들 사이에 형성된 레쓰 형태의 잔류 오스테나이트와 베이나이트 상들이 없는 부분에 형성된 블록(block) 형태의 잔류 오스테나이트로 구분된다. 상기 블록 형태의 잔류 오스테나이트는 열처리 과정에서 베이나이트로 추가 변태되면서, 레쓰 형태의 잔류 오스테나이트가 증가하게 되고, 결국 강판의 가공성이 향상될 수 있다. In addition, among the retained austenite, retained austenite in lath form affects the workability of the steel sheet. The retained austenite is classified into a rheth-like retained austenite formed between bainite phases and a block-like retained austenite formed in a portion without bainite phases. As the residual austenite in the block form is further transformed into bainite during the heat treatment process, the residual austenite in the form of leth increases, and thus the workability of the steel sheet may be improved.

따라서, 강판의 연성 및 가공성을 향상시키기 위해, 잔류 오스테나이트 중에서 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 분율과 레쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 것이 바람직하다. 이에 본 발명에서는 하기 관계식 2 및 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 2의 값이 0.1 미만이거나, 관계식 3의 값이 0.5 미만인 경우에는 R/t가 0.5~3.0을 만족하지 않게 되어, 우수한 가공성을 확보하기 어렵다. Therefore, in order to improve the ductility and workability of the steel sheet, it is preferable to increase the fraction of retained austenite having an average grain size of 1.2 µm or more and the fraction of retained austenite in the form of a lath among retained austenite. Accordingly, in the present invention, it is preferable to satisfy the following relational expressions 2 and 3. When the value of the following relational expression 2 is less than 0.1 or the value of relational expression 3 is less than 0.5, the R/t does not satisfy 0.5 to 3.0, and it is difficult to secure excellent workability.

[관계식 2][Relationship 2]

V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1

[관계식 3][Relationship 3]

V(lath, γ) / V(γ) ≥ 0.5V(lath, γ) / V(γ) ≥ 0.5

(단, V(lath, γ)은 레쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)(However, V(lath, γ) is the fraction of retained austenite in lath form, and V(γ) is the retained austenite fraction of the steel sheet)

한편, 템퍼링 되지 않은 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)와 템퍼드 마르텐사이트는 모두 강판의 강도를 향상시키는 미세조직이다. 그러나, 템퍼드 마르텐사이트와 비교할 때, 프레시 마르텐사이트는 강판의 연성을 크게 저하시키는 특성이 있다. 이는 템퍼링 열처리에 의해 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직이 연질화되기 때문이다. 따라서, 본 발명의 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판을 제공하기 위해서는 템퍼드 마르텐사이트를 활용하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율(부피분율)이 30% 미만에서는 TS×EL이 22,000MPa% 이상 확보하기 어렵고, 75%를 초과하게 되면 연성 및 가공성을 저하시키게 되어, TS×EL이 22,000MPa% 미만 또는 R/t가 3.0 초과로 바람직하지 않다. On the other hand, untempered martensite (fresh martensite) and tempered martensite are both microstructures that improve the strength of the steel sheet. However, compared with tempered martensite, fresh martensite has a property of greatly reducing the ductility of the steel sheet. This is because the microstructure of the tempered martensite is softened by the tempering heat treatment. Therefore, in order to provide a steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability of the present invention, it is preferable to utilize tempered martensite. If the fraction (volume fraction) of the tempered martensite is less than 30%, it is difficult to ensure that TS×EL is more than 22,000 MPa%, and if it exceeds 75%, ductility and workability are deteriorated, and TS×EL is less than 22,000 MPa%. Or R/t is more than 3.0, which is not preferable.

강판의 강도와 연성의 밸런스 및 가공성을 향상시키기 위해서는 베이나이트를 적절하게 포함하는 것이 바람직하다. 상기 베이나이트 분율(부피 분율)이 10% 이상에서 TS×EL이 22,000MPa% 이상 및 R/t가 0.5~3.0을 구현할 수 있다. 그러나, 50% 초과의 베이나이트는 상대적으로 템퍼드 마르텐사이트 분율을 감소시켜 결국 TS×EL이 22,000MPa% 미만이 되어 바람직하지 않다.In order to improve the balance of strength and ductility and workability of the steel sheet, it is preferable to appropriately contain bainite. When the bainite fraction (volume fraction) is 10% or more, TS×EL may be 22,000 MPa% or more and R/t may be 0.5 to 3.0. However, bainite of more than 50% relatively reduces the tempered martensite fraction, and eventually TS x EL is less than 22,000 MPa%, which is not preferable.

이하, 본 발명의 강판을 제조하는 방법의 일예에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명의 강판 제조방법은 먼저, 전술한 합금조성을 갖는 강괴 또는 강 슬라브를 제조하고, 상기 강괴 또는 강 슬라브를 가열하여 열간압연한 후, 권취, 산세 및 냉간압연하여 냉간압연된 강판을 준비한다. Hereinafter, an example of a method of manufacturing the steel sheet of the present invention will be described in detail. In the steel sheet manufacturing method of the present invention, first, a steel ingot or steel slab having the above-described alloy composition is prepared, and the steel ingot or steel slab is heated to hot-rolled, and then wound, pickled, and cold-rolled to prepare a cold-rolled steel sheet.

일예로써, 상기 강괴 또는 강 슬라브를 1000~1350℃의 온도로 가열하고, 800~1000℃의 온도로 마무리 열간압연하는 것이 바람직하다. 상기 가열온도가 1000℃ 미만일 경우, 마무리 열간압연 온도 구간의 이하에서 열간압연될 소지가 있다. 또한, 가열온도가 1350℃를 초과할 경우에는 강의 융점에 도달하여 녹아버릴 소지가 있다. 한편, 상기 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만일 경우에는 강의 높은 강도 때문에 압연기에 큰 부담을 줄 수 있다. 또한 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과할 경우에는 열간압연 후 강판의 결정립이 조대하여 상기 고강도 강판의 물성을 저하시킬 수 있다. 상기 열간압연된 강판의 결정립을 미세화하기 위해 마무리 열간압연 후 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, 350~700℃의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 350℃ 미만에서는 권취가 용이하지 않고, 700℃를 초과하는 경우에는 상기 열간압연된 강판의 표면에 생성되는 스케일(scale)이 상기 강판 내부까지 형성되어 산세를 어렵게 할 소지가 있다. 한편, 상기 권취 후에 강판 표면에 생성된 스케일을 제거하기 위해서 산세하고, 냉간압연을 한다. 상기 산세 및 냉간압연 조건을 특별히 제한하는 것은 아니며, 상기 냉간압연은 누적 압하율 30~90%로 하는 것이 바람직하다. 냉간압연 누적 압하율이 90%를 초과하면 상기 강판의 높은 강도로 인하여 냉간압연을 단시간에 수행하기 어려울 소지가 있다.As an example, it is preferable to heat the steel ingot or steel slab to a temperature of 1000 to 1350°C, and finish hot rolling at a temperature of 800 to 1000°C. When the heating temperature is less than 1000° C., there is a possibility to be hot-rolled below the finish hot-rolling temperature range. In addition, when the heating temperature exceeds 1350°C, it may reach the melting point of the steel and melt. On the other hand, when the finish hot rolling temperature is less than 800°C, a large burden may be placed on the rolling mill due to the high strength of the steel. In addition, when the finish hot rolling temperature exceeds 1000°C, the crystal grains of the steel sheet are coarse after hot rolling, and thus the physical properties of the high-strength steel sheet may be reduced. In order to refine the crystal grains of the hot-rolled steel sheet, it is preferable to cool at a cooling rate of 10°C/s or more after finishing hot rolling, and wind up at a temperature of 350 to 700°C. When the winding temperature is less than 350°C, winding is not easy, and when the winding temperature exceeds 700°C, a scale generated on the surface of the hot-rolled steel sheet is formed up to the inside of the steel sheet, making pickling difficult. Meanwhile, in order to remove scale generated on the surface of the steel sheet after the winding, it is pickled and cold-rolled. The pickling and cold rolling conditions are not particularly limited, and the cold rolling is preferably set to a cumulative reduction ratio of 30 to 90%. If the cold rolling cumulative reduction ratio exceeds 90%, it may be difficult to perform cold rolling in a short time due to the high strength of the steel sheet.

냉간압연된 강판은 소둔 열처리 공정을 거쳐 미도금의 냉연강판으로 제작되거나, 내식성을 부여하기 위해서 도금공정을 거쳐 도금강판으로 제작될 수 있다. 도금은 용융아연도금, 전기아연도금, 용융알루미늄도금 등의 도금방법을 적용할 수 있고, 그 방법과 종류를 특별히 제한하지 않는다.The cold-rolled steel sheet may be produced as an unplated cold-rolled steel sheet through an annealing heat treatment process, or may be produced as a plated steel sheet through a plating process to impart corrosion resistance. For plating, a plating method such as hot-dip galvanizing, electro-zinc plating, or hot-dip aluminum plating can be applied, and the method and type are not particularly limited.

본 발명에 따른 강도와 연성의 밸런스 및 가공성을 확보하기 위해서, 소둔 열처리 공정을 행한다. 이하 그 일예에 대해 상세히 설명한다. In order to ensure the balance of strength and ductility and workability according to the present invention, an annealing heat treatment step is performed. Hereinafter, an example will be described in detail.

상기 냉간압연된 강판을 Ac3 이상 가열(1차 가열)하고, 50초 이상 유지(1차 유지)한다.The cold-rolled steel sheet is heated for at least Ac3 (primary heating) and maintained for at least 50 seconds (primary maintenance).

상기 1차 가열 또는 1차 유지 온도가 Ac3 미만인 경우 페라이트가 형성될 수 있고, 잔류 오스테나이트가 충분하지 않아 상기 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, TS×EL 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 1차 유지 시간이 50초 미만인 경우에는 조직을 충분히 균일화시키지 못하여 상기 강판의 물성이 저하된다. 상기 1차 가열 내지 유지 온도의 상한과 1차 유지 시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 결정립 조대화로 인해 인성 감소를 억제하기 위해서, 상기 1차 가열 내지 유지 온도는 950℃ 이하, 1차 유지 시간은 1200초 이하로 하는 것이 바람직하다. When the primary heating or primary holding temperature is less than Ac3, ferrite may be formed, and residual austenite is insufficient, so [Si+Al]γ / [Si+Al]av, TS×EL and bending workability of the steel sheet Can decrease. In addition, when the primary holding time is less than 50 seconds, the structure cannot be sufficiently uniformed, and the physical properties of the steel sheet are deteriorated. The upper limit of the primary heating or holding temperature and the upper limit of the primary holding time do not need to be specifically defined, but in order to suppress the decrease in toughness due to grain coarsening, the primary heating or holding temperature is 950° C. or less, It is preferable that the holding time be 1200 seconds or less.

상기 1차 유지 후, 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로 1차 냉각정지온도 600~850℃의 온도범위까지 냉각(1차 냉각)하는 것이 바람직하다. 1차 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 1차 평균 냉각속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도가 600℃ 미만인 경우에는 페라이트가 과하게 형성되고 잔류 오스테나이트가 부족하게 되어, [Si+Al]γ / [Si+Al]av, TS×EL 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 1차 냉각정지온도의 상한은 상기 1차 유지온도 보다 30℃ 이하인 것이 바람직하여, 850℃로 하는 것이 바람직하다.After the first maintenance, it is preferable to cool (primary cooling) to a temperature range of 600 to 850°C at an average cooling rate of 1°C/s or more. The upper limit of the primary average cooling rate does not need to be particularly defined, and the primary average cooling rate is preferably 100°C/s or less. If the primary cooling stop temperature is less than 600°C, ferrite is excessively formed and residual austenite becomes insufficient, which may lower [Si+Al]γ / [Si+Al]av, TS×EL, and bending workability. . In addition, the upper limit of the primary cooling stop temperature is preferably 30°C or less than the primary holding temperature, and is preferably 850°C.

상기 1차 냉각 후, 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 350~550℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 것이 바람직하다. 상기 2차 평균냉각속도가 2℃/s 미만일 경우에는 페라이트가 과하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여 상기 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, TS×EL 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 2차 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 2차 냉각속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 2차 유지온도가 550℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 부족하여 상기 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(lath, γ) / V(γ), TS×EL 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 350℃ 미만이면 낮은 열처리 온도로 상기 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 상기 2차 유지시간이 5초 미만이면 열처리 시간이 부족하여 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성이 저하될 수 있다. 2차 유지 시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 2차 유지시간은 600초 이하로 하는 것이 바람직하다. After the first cooling, it is preferable to cool (secondary cooling) to a temperature range of 350 to 550°C at an average cooling rate of 2°C/s or more, and maintain (secondary maintenance) in this temperature range for 5 seconds or more. When the secondary average cooling rate is less than 2°C/s, ferrite is excessively formed, and residual austenite is insufficient, and thus [Si+Al]γ / [Si+Al]av, TS×EL and bending workability of the steel sheet Can lower it. The upper limit of the secondary average cooling rate does not need to be particularly defined, and the secondary cooling rate is preferably 100°C/s or less. On the other hand, if the secondary holding temperature exceeds 550°C, residual austenite is insufficient and thus [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(lath, γ) / V(γ), TS× EL and bending workability can be deteriorated. In addition, if the temperature is less than 350° C., V(1.2 μm, γ) / V(γ) and bending workability of the steel sheet may be lowered at a low heat treatment temperature. If the secondary holding time is less than 5 seconds, the heat treatment time is insufficient, and thus V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ) and bending workability of the steel sheet may be deteriorated. The upper limit of the secondary holding time need not be particularly defined, and the secondary holding time is preferably 600 seconds or less.

한편, 상기 1차 냉각속도(Vc1)은 상기 2차 냉각속도(Vc2)보다 작은 것이 바람직하다(Vc1 < Vc2). On the other hand, the primary cooling rate (Vc1) is preferably smaller than the secondary cooling rate (Vc2) (Vc1 <Vc2).

상기 2차 유지 후, 평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 250~450℃의 온도범위까지 냉각(3차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(3차 유지)하는 것이 바람직하다. 상기 3차 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 3차 평균 냉각속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 3차 유지온도가 450℃를 초과하면, 높은 열처리 온도로 V(lath, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성이 저하될 수 있다. 반면, 250℃ 미만이면 낮은 열처리 온도로 상기 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성이 저하될 수 있다. 상기 3차 유지시간이 5초 미만이면 열처리 시간이 부족하여 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ) 및 굽힘 가공성이 저하될 수 있다. 상기 3차 유지시간의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 3차 유지시간은 600초 이하로 하는 것이 바람직하다. After the second holding, it is preferable to cool (third cooling) to a temperature range of 250 to 450°C at an average cooling rate of 1°C/s or more, and maintain for 5 seconds or more (third maintenance) in this temperature range. The upper limit of the third average cooling rate need not be particularly defined, and the third average cooling rate is preferably 100°C/s or less. When the third holding temperature exceeds 450° C., V(lath, γ) / V(γ) and bending workability may be deteriorated due to a high heat treatment temperature. On the other hand, if it is less than 250° C., V(1.2 μm, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ) and bending workability of the steel sheet may be deteriorated at a low heat treatment temperature. If the third holding time is less than 5 seconds, the heat treatment time is insufficient, and thus V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ) and bending workability of the steel sheet may be deteriorated. The upper limit of the third holding time need not be particularly defined, and the third holding time is preferably 600 seconds or less.

상기 3차 유지 후, 평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 2차 냉각정지온도인 100~300℃의 온도범위까지 냉각(4차 냉각)하는 것이 바람직하다. 상기 4차 냉각속도가 2℃/s 미만일 경우, 느린 냉각으로 강판의 굽힘 가공성이 저하될 수 있다. 상기 4차 평균 냉각속도의 상한은 특별히 규정할 필요는 없으며, 상기 4차 평균 냉각속도는 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 2차 냉각정지온도가 300℃를 초과하게 되면 베이나이트가 과도하게 형성되고 템퍼드 마르텐사이트가 부족하여 강판의 TS×EL을 저하시킬 수 있다. 반면, 100℃ 미만에서는 템퍼드 마르텐사이트가 과하게 형성되고 잔류 오스테나이트가 부족하여 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛,γ)/V(γ), TSХEL 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. After the third maintenance, it is preferable to cool (4th cooling) to a temperature range of 100 to 300°C, which is a secondary cooling stop temperature, at an average cooling rate of 2°C/s or more. When the fourth cooling rate is less than 2°C/s, the bending workability of the steel sheet may be deteriorated due to slow cooling. The upper limit of the fourth average cooling rate does not need to be specifically defined, and the fourth average cooling rate is preferably 100°C/s or less. On the other hand, when the secondary cooling stop temperature exceeds 300°C, bainite is excessively formed and tempered martensite is insufficient, so that the TS×EL of the steel sheet may be lowered. On the other hand, below 100℃, tempered martensite is excessively formed and residual austenite is insufficient, so that [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛,γ)/V(γ), TSХEL And bending workability can be reduced.

상기 4차 냉각 후, 300~500℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 50초 이상 유지(4차 유지)하는 것이 바람직하다. 상기 4차 유지온도가 500℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하게 되어 상기 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛, γ) / V(γ), TSХEL 및 굽힘 가공성을 저하시킬 수 있다. 반면, 300℃ 미만이면, 잔류 오스테나이트 중의 Si 함량 제어가 불충분하여 잔류 오스테나이트 분율이 부족하게 되고, 결국 상기 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛, γ) / V(γ), TSХEL 및 굽힘가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 4차 유지시간이 50초 미만이면 템퍼드 마르텐사이트가 과하게 되고 잔류 오스테나이트가 부족하여 상기 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛, γ) / V(γ), TSХEL 및 굽힘가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 상기 4차 유지시간이 172,000초를 초과하면 잔류 오스테나이트 중의 Si 및 Al함량 제어가 불충분하여 잔류 오스테나이트 분율 확보가 어렵다. 그 결과, 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, TSХEL 및 굽힘가공성을 저하시킨다.After the fourth cooling, it is preferable to heat up to a temperature range of 300 to 500°C (second heating), and to maintain at this temperature range for 50 seconds or more (4th maintenance). When the fourth holding temperature exceeds 500°C, the residual austenite fraction becomes insufficient, and thus [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛, γ) / V(γ) of the steel sheet, It can reduce TSХEL and bending workability. On the other hand, if it is less than 300°C, the control of the Si content in the retained austenite is insufficient and the retained austenite fraction becomes insufficient, and eventually [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛, γ) of the steel sheet ) / V(γ), TSХEL and bending workability can be reduced. In addition, if the 4th holding time is less than 50 seconds, tempered martensite becomes excessive and residual austenite is insufficient, and thus [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛, γ) / V of the steel sheet (γ), TSХEL and bending workability can be reduced. In addition, when the fourth holding time exceeds 172,000 seconds, control of the Si and Al content in the retained austenite is insufficient, making it difficult to secure the retained austenite fraction. As a result, the [Si+Al]γ/[Si+Al]av, TSХEL and bending workability of the steel sheet are deteriorated.

상기 4차 유지 후, 상온까지 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각(5차 냉각)하는 것이 바람직하다. After the 4th maintenance, it is preferable to cool down to room temperature at an average cooling rate of 1°C/s or more (5th cooling).

이하, 본 발명의 실시예에 대해서 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정된다.Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail. It should be noted that the following examples are only for understanding the present invention and are not intended to specify the scope of the present invention. The scope of the present invention is determined by the matters described in the claims and the matters reasonably inferred therefrom.

(실시예)(Example)

하기 표 1에 의한 합금 조성(나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 두께 30㎜의 강 슬라브를 제조하여, 1200℃에서 가열한 다음, 900℃에서 마무리 열간 압연을 하고, 30℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하여 600℃에서 권취하여 두께 3㎜의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 산세하여 표면 스케일을 제거한 후, 1.5㎜두께까지 냉간압연을 실시하였다. A steel slab with a thickness of 30 mm having the alloy composition according to Table 1 (the rest are Fe and inevitable impurities) was prepared, heated at 1200°C, and then finished hot-rolled at 900°C, with an average of 30°C/s It cooled at a cooling rate and wound at 600°C to prepare a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mm. The hot-rolled steel sheet was pickled to remove surface scale, and then cold-rolled to a thickness of 1.5 mm.

이후, 상기 표 2 내지 표 5에 개시된 소둔 열처리 조건으로 열처리를 행하여, 강판을 제조하였다.Thereafter, heat treatment was performed under the annealing heat treatment conditions disclosed in Tables 2 to 5 to prepare a steel sheet.

이렇게 제조된 강판의 미세조직을 관찰하여 그 결과를 표 6 및 표 7에 나타내었다. 미세조직 중 페라이트(F), 베이나이트(B), 템퍼드 마르텐사이트(TM) 및 펄라이트(P)는 연마된 시편 단면을 나이탈 에칭한 후 SEM을 통하여 관찰하였다. 이중에서 구별이 어려운 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트는 딜라테이션 평가 후에 팽창 곡선을 이용하여 분율을 계산하였다. 한편, 프레시 마르텐사이트(FM)와 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 역시 구별이 쉽지 않기 때문에, 상기 SEM로 관찰된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 분율에서 X선 회절법으로 계산된 잔류 오스테나이트의 분율을 뺀 값을 프레시 마르텐사이트 분율로 결정하였다.The microstructure of the thus prepared steel sheet was observed and the results are shown in Tables 6 and 7. Among the microstructures, ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM), and pearlite (P) were observed through SEM after nital etching of the polished specimen cross section. Among them, the fractions of bainite and tempered martensite, which are difficult to distinguish, were calculated using the expansion curve after dilation evaluation. On the other hand, since fresh martensite (FM) and retained austenite (residual γ) are also difficult to distinguish, the fraction of martensite and retained austenite observed by the SEM was subtracted from the fraction of retained austenite calculated by the X-ray diffraction method. The value was determined as the fresh martensite fraction.

한편, 상기 제조된 강판의 [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ), TS×EL, R/t 를 관찰하여, 그 결과를 표 8 및 표 9에 나타내었다. Meanwhile, [Si+Al]γ / [Si+Al]av, V(1.2㎛, γ) / V(γ), V(lath, γ) / V(γ), TS×EL, R/t was observed, and the results are shown in Tables 8 and 9.

상기 잔류 오스테나이트에 포함된 Si 및 Al 함량([Si+Al]γ)은 EPMA(Electron Probe MicroAnalyser)를 이용하여 잔류 오스테나이트 상 내에서 측정된 Si+Al 함량을 결정하였다. 상기 [Si+Al]av는 강판 전체의 평균 Si+Al 함량을 의미한다.Si and Al content ([Si+Al]γ) contained in the retained austenite was determined in the Si+Al content measured in the retained austenite phase using an Electron Probe MicroAnalyser (EPMA). The [Si+Al]av means the average Si+Al content of the entire steel sheet.

상기 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트(V(1.2㎛, γ)) 및 레쓰(lath) 형상의 잔류 오스테나이트(V(lath, γ))는 EPMA의 상지도(Phase Map)를 이용하여 잔류 오스테나이트 상 내에서 측정된 면적으로 결정하였다. 측정된 잔류 오스테나이트 상의 면적은 강판 전체로 보아 잔류 오스테나이트의 체적을 의미한다. Retained austenite (V (1.2 µm, γ)) and lath-shaped retained austenite (V (lath, γ)) having an average grain size of 1.2 µm or more are retained using the phase map of EPMA. It was determined by the area measured in the austenite phase. The measured area of the retained austenite phase refers to the volume of retained austenite as viewed as a whole of the steel sheet.

상기 TS×EL 및 R/t은 인장시험 및 V-벤딩시험으로 평가되었다. 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대해 90°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 평가하여 TS×EL을 결정하였다. R/t는 압연판재의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 시편을 채취하여 90°굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경 R을 판재의 두께 t로 나눈 값으로 결정하였다.The TS×EL and R/t were evaluated by a tensile test and a V-bending test. The tensile test was evaluated with a test piece taken according to JIS No. 5 standard based on the 90° direction relative to the rolling direction of the rolled sheet to determine TS×EL. R/t was determined as the value obtained by dividing the minimum bending radius R at which no crack occurs after a 90° bending test by taking a specimen based on the 90° direction with respect to the rolling direction of the rolled plate by the thickness t of the plate.

강종Steel grade 화학성분 (중량%)Chemical composition (% by weight) CC SiSi MnMn PP SS AlAl NN CrCr MoMo 기타Etc AA 0.390.39 1.981.98 2.132.13 0.0110.011 0.00080.0008 0.020.02 0.00320.0032 0.510.51 BB 0.380.38 2.032.03 2.212.21 0.0100.010 0.00130.0013 0.020.02 0.00280.0028 0.230.23 0.180.18 CC 0.370.37 1.951.95 1.881.88 0.0100.010 0.00100.0010 0.020.02 0.00290.0029 0.470.47 DD 0.330.33 2.312.31 3.953.95 0.0090.009 0.00120.0012 0.030.03 0.00300.0030 0.490.49 EE 0.410.41 1.851.85 2.062.06 0.0080.008 0.00090.0009 0.030.03 0.00310.0031 FF 0.520.52 1.681.68 2.332.33 0.0090.009 0.00080.0008 0.020.02 0.00270.0027 GG 0.720.72 1.641.64 2.412.41 0.0120.012 0.00110.0011 0.020.02 0.00340.0034 HH 0.380.38 0.870.87 2.112.11 0.0110.011 0.00100.0010 1.931.93 0.00330.0033 II 0.360.36 1.081.08 2.072.07 0.0110.011 0.00130.0013 2.352.35 0.00310.0031 JJ 0.350.35 0.020.02 1.951.95 0.0100.010 0.00100.0010 4.674.67 0.00300.0030 Ti: 0.05Ti: 0.05 KK 0.430.43 1.741.74 1.931.93 0.0080.008 0.00110.0011 0.020.02 0.00350.0035 Nb: 0.05Nb: 0.05 LL 0.410.41 1.891.89 1.881.88 0.0090.009 0.00110.0011 0.020.02 0.00280.0028 V: 0.05V: 0.05 MM 0.390.39 1.751.75 1.921.92 0.0110.011 0.00120.0012 0.020.02 0.00270.0027 Ni: 0.36Ni: 0.36 NN 0.380.38 1.891.89 2.182.18 0.0120.012 0.00130.0013 0.030.03 0.00240.0024 Cu: 0.35Cu: 0.35 OO 0.380.38 1.681.68 2.222.22 0.0130.013 0.00070.0007 0.030.03 0.00280.0028 B: 0.003B: 0.003 PP 0.360.36 1.881.88 2.262.26 0.0120.012 0.00080.0008 0.020.02 0.00260.0026 Ca: 0.002Ca: 0.002 QQ 0.370.37 1.841.84 2.372.37 0.0080.008 0.00090.0009 0.020.02 0.00310.0031 REM: 0.001REM: 0.001 RR 0.440.44 1.731.73 2.452.45 0.0090.009 0.00090.0009 0.020.02 0.00310.0031 Mg: 0.001Mg: 0.001 SS 0.420.42 1.771.77 2.382.38 0.0100.010 0.00100.0010 0.020.02 0.00340.0034 W: 0.11W: 0.11 TT 0.310.31 1.951.95 2.192.19 0.0100.010 0.00110.0011 0.020.02 0.00330.0033 Zr: 0.10Zr: 0.10 UU 0.320.32 1.981.98 2.032.03 0.0090.009 0.00130.0013 0.030.03 0.00320.0032 Sb: 0.02Sb: 0.02 VV 0.390.39 1.821.82 2.412.41 0.0080.008 0.00120.0012 0.020.02 0.00300.0030 Sn: 0.02Sn: 0.02 WW 0.360.36 1.781.78 2.262.26 0.0090.009 0.00120.0012 0.020.02 0.00270.0027 Y: 0.01Y: 0.01 XX 0.370.37 3.643.64 2.142.14 0.0090.009 0.00070.0007 0.030.03 0.00290.0029 Hf: 0.01Hf: 0.01 YY 0.370.37 2.272.27 2.182.18 0.0110.011 0.00070.0007 0.030.03 0.00280.0028 Co: 0.35Co: 0.35 XAXA 0.210.21 1.921.92 2.052.05 0.0110.011 0.00080.0008 0.030.03 0.00240.0024 XBXB 0.780.78 1.941.94 2.112.11 0.0080.008 0.00110.0011 0.020.02 0.00310.0031 XCXC 0.390.39 0.020.02 2.162.16 0.0120.012 0.00120.0012 0.030.03 0.00270.0027 XDXD 0.380.38 4.264.26 2.072.07 0.0120.012 0.00090.0009 0.020.02 0.00320.0032 XEXE 0.400.40 0.030.03 2.312.31 0.0080.008 0.00100.0010 5.315.31 0.00260.0026 XFXF 0.410.41 1.841.84 0.750.75 0.0090.009 0.00100.0010 0.020.02 0.00330.0033 XGXG 0.380.38 1.881.88 5.645.64 0.0110.011 0.00120.0012 0.020.02 0.00310.0031 XHXH 0.380.38 1.961.96 2.202.20 0.0100.010 0.00110.0011 0.020.02 0.00300.0030 3.383.38 XIXI 0.360.36 1.891.89 2.082.08 0.0090.009 0.00100.0010 0.020.02 0.00270.0027 3.413.41

구분division 번호number 강종Steel grade 1차
평균
가열
속도
(℃/s)Primary
Average
heating
speed
(℃/s) 1차
유지
온도
(℃)Primary
maintain
Temperature
(℃) 1차
유지
시간
(s)Primary
maintain
time
(s) 1차
평균
냉각
속도
(℃/s)Primary
Average
Cooling
speed
(℃/s) 1차
냉각
정지
온도
(℃)Primary
Cooling
stop
Temperature
(℃) 2차
평균
냉각
속도
(℃/s)Secondary
Average
Cooling
speed
(℃/s) 2차
유지
온도
(℃)Secondary
maintain
Temperature
(℃) 2차
유지
시간
(s)Secondary
maintain
time
(s) 3차
평균
냉각
속도
(℃/s)3rd
Average
Cooling
speed
(℃/s) 발명예Invention example 1One AA 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 22 AA 1010 730730 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 33 AA 1010 880880 1One 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 44 AA 1010 880880 120120 1010 580580 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 55 AA 1010 880880 120120 1010 820820 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 66 AA 1010 880880 120120 1010 700700 0.50.5 425425 4040 1010 비교예Comparative example 77 AA 1010 880880 120120 1010 700700 2020 580580 4040 1010 비교예Comparative example 88 AA 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 22 1010 비교예Comparative example 99 AA 1010 880880 120120 1010 700700 2020 320320 4040 1010 발명예Invention example 1010 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 1111 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 520520 4040 1010 비교예Comparative example 1212 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 1313 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 1414 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 1515 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 1616 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 1717 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 1818 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 1919 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 2020 BB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 2121 CC 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 2222 DD 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 2323 EE 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 2424 FF 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 2525 GG 1010 880880 120120 1010 700700 2020 500500 4040 1010 발명예Invention example 2626 HH 1010 880880 120120 1010 700700 2020 400400 4040 1010 발명예Invention example 2727 II 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 2828 JJ 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 2929 KK 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3030 LL 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010

구분division 번호number 강종Steel grade 1차
평균
가열
속도
(℃/s)Primary
Average
heating
speed
(℃/s) 1차
유지
온도
(℃)Primary
maintain
Temperature
(℃) 1차
유지
시간
(s)Primary
maintain
time
(s) 1차
평균
냉각
속도
(℃/s)Primary
Average
Cooling
speed
(℃/s) 1차
냉각
정지
온도
(℃)Primary
Cooling
stop
Temperature
(℃) 2차
평균
냉각
속도
(℃/s)Secondary
Average
Cooling
speed
(℃/s) 2차
유지
온도
(℃)Secondary
maintain
Temperature
(℃) 2차
유지
시간
(s)Secondary
maintain
time
(s) 3차
평균
냉각
속도
(℃/s)3rd
Average
Cooling
speed
(℃/s) 발명예Invention example 3131 MM 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3232 NN 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3333 OO 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3434 PP 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3535 QQ 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3636 RR 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3737 SS 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3838 TT 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 3939 UU 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 4040 VV 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 4141 WW 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 4242 XX 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 발명예Invention example 4343 YY 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 4444 XAXA 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 4545 XBXB 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 4646 XCXC 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 4747 XDXD 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 4848 XEXE 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 4949 XFXF 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 5050 XGXG 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 5151 XHXH 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010 비교예Comparative example 5252 XIXI 1010 880880 120120 1010 700700 2020 425425 4040 1010

구분division 번호number 강종Steel grade 3차
유지
온도
(℃)3rd
maintain
Temperature
(℃) 3차
유지
시간
(s)3rd
maintain
time
(s) 4차
평균
냉각
속도
(℃/s)4th
Average
Cooling
speed
(℃/s) 2차
냉각
정지
온도
(℃)Secondary
Cooling
stop
Temperature
(℃) 2차
평균
가열
속도
(℃/s)Secondary
Average
heating
speed
(℃/s) 4차
유지
온도
(℃)4th
maintain
Temperature
(℃) 4차
유지
시간
(s)4th
maintain
time
(s) 5차
평균
냉각
속도
(℃/s)5th
Average
Cooling
speed
(℃/s) 발명예Invention example 1One AA 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 22 AA 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 33 AA 375375 4040 2020 190190 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 44 AA 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 55 AA 375375 4040 2020 210210 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 66 AA 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 77 AA 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 88 AA 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 99 AA 270270 4040 2020 220220 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 1010 BB 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 1111 BB 480480 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 1212 BB 220220 4040 2020 180180 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 1313 BB 375375 22 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 1414 BB 375375 4040 1One 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 1515 BB 375375 4040 2020 7070 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 1616 BB 375375 4040 2020 330330 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 1717 BB 375375 4040 2020 200200 1515 270270 300300 1010 비교예Comparative example 1818 BB 375375 4040 2020 200200 1515 530530 300300 1010 비교예Comparative example 1919 BB 375375 4040 2020 200200 1515 400400 4040 1010 비교예Comparative example 2020 BB 375375 4040 2020 200200 1515 400400 172,800172,800 1010 발명예Invention example 2121 CC 375375 4040 2020 220220 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 2222 DD 375375 4040 2020 130130 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 2323 EE 375375 4040 2020 270270 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 2424 FF 375375 4040 2020 180180 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 2525 GG 400400 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 2626 HH 300300 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 2727 II 375375 4040 2020 190190 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 2828 JJ 375375 4040 2020 180180 1515 350350 300300 1010 발명예Invention example 2929 KK 375375 4040 2020 200200 1515 450450 300300 1010 발명예Invention example 3030 LL 375375 4040 2020 210210 1515 400400 300300 1010

구분division 번호number 강종Steel grade 3차
유지
온도
(℃)3rd
maintain
Temperature
(℃) 3차
유지
시간
(s)3rd
maintain
time
(s) 4차
평균
냉각
속도
(℃/s)4th
Average
Cooling
speed
(℃/s) 2차
냉각
정지
온도
(℃)Secondary
Cooling
stop
Temperature
(℃) 2차
평균
가열
속도
(℃/s)Secondary
Average
heating
speed
(℃/s) 4차
유지
온도
(℃)4th
maintain
Temperature
(℃) 4차
유지
시간
(s)4th
maintain
time
(s) 5차
평균
냉각
속도
(℃/s)5th
Average
Cooling
speed
(℃/s) 발명예Invention example 3131 MM 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 3232 NN 375375 4040 2020 220220 1515 400400 600600 1010 발명예Invention example 3333 OO 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 3434 PP 375375 4040 2020 150150 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 3535 QQ 375375 4040 2020 250250 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 3636 RR 375375 4040 2020 200200 1515 400400 600600 1010 발명예Invention example 3737 SS 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 3838 TT 375375 4040 2020 180180 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 3939 UU 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 4040 VV 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 4141 WW 375375 4040 2020 190190 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 4242 XX 375375 4040 2020 210210 1515 400400 300300 1010 발명예Invention example 4343 YY 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 4444 XAXA 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 4545 XBXB 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 4646 XCXC 375375 4040 2020 190190 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 4747 XDXD 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 4848 XEXE 375375 4040 2020 180180 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 4949 XFXF 375375 4040 2020 220220 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 5050 XGXG 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 5151 XHXH 375375 4040 2020 210210 1515 400400 300300 1010 비교예Comparative example 5252 XIXI 375375 4040 2020 200200 1515 400400 300300 1010

구분division 번호number 강종Steel grade F
(vol.%)F
(vol.%) B
(vol.%)B
(vol.%) TM
(vol.%)TM
(vol.%) FM
(vol.%)FM
(vol.%) P
(vol.%)P
(vol.%) 잔류γ
(vol.%)Residual γ
(vol.%) 발명예Invention example 1One AA 00 2525 5353 1One 00 2121 비교예Comparative example 22 AA 3131 88 77 00 4848 66 비교예Comparative example 33 AA 2222 1313 4747 1010 00 88 비교예Comparative example 44 AA 1919 2222 5151 1One 00 77 발명예Invention example 55 AA 00 2121 6262 00 00 1717 비교예Comparative example 66 AA 1818 1717 5959 00 00 66 비교예Comparative example 77 AA 00 2525 6666 1One 00 88 비교예Comparative example 88 AA 00 1616 6565 22 00 1717 비교예Comparative example 99 AA 00 1717 6363 1One 00 1919 발명예Invention example 1010 BB 00 2828 5050 00 00 2222 비교예Comparative example 1111 BB 00 2323 5656 00 00 2121 비교예Comparative example 1212 BB 00 1515 6767 00 00 1818 비교예Comparative example 1313 BB 00 2424 5656 22 00 1818 비교예Comparative example 1414 BB 00 1717 6767 00 00 1616 비교예Comparative example 1515 BB 00 1111 8484 00 00 55 비교예Comparative example 1616 BB 00 7878 55 00 00 1717 비교예Comparative example 1717 BB 00 1616 5656 2323 00 55 비교예Comparative example 1818 BB 00 2727 6363 22 00 88 비교예Comparative example 1919 BB 00 1616 7777 1One 00 66 비교예Comparative example 2020 BB 00 3434 5656 33 00 77 발명예Invention example 2121 CC 00 2121 5858 00 00 2121 발명예Invention example 2222 DD 00 2424 5959 00 00 1717 발명예Invention example 2323 EE 00 1515 6666 1One 00 1818 발명예Invention example 2424 FF 00 1717 6363 00 00 2020 발명예Invention example 2525 GG 00 1919 6161 1One 00 1919 발명예Invention example 2626 HH 00 4444 3535 00 00 2121 발명예Invention example 2727 II 00 2323 5555 00 00 2222 발명예Invention example 2828 JJ 00 2121 6060 1One 00 1818 발명예Invention example 2929 KK 00 2222 6161 00 00 1717 발명예Invention example 3030 LL 00 1919 5959 22 00 2020

구분division 번호number 강종Steel grade F
(vol.%)F
(vol.%) B
(vol.%)B
(vol.%) TM
(vol.%)TM
(vol.%) FM
(vol.%)FM
(vol.%) P
(vol.%)P
(vol.%) 잔류γ
(vol.%)Residual γ
(vol.%) 발명예Invention example 3131 MM 00 2020 5858 1One 00 2121 발명예Invention example 3232 NN 00 2323 5555 00 00 2222 발명예Invention example 3333 OO 00 3232 5151 00 00 1717 발명예Invention example 3434 PP 00 2828 5353 00 00 1919 발명예Invention example 3535 QQ 00 2424 5656 00 00 2020 발명예Invention example 3636 RR 00 1919 4848 00 00 3333 발명예Invention example 3737 SS 00 2929 5252 1One 00 1818 발명예Invention example 3838 TT 00 2828 5050 1One 00 2121 발명예Invention example 3939 UU 00 2525 5959 00 00 1616 발명예Invention example 4040 VV 00 2424 5858 1One 00 1717 발명예Invention example 4141 WW 00 2222 5656 00 00 2222 발명예Invention example 4242 XX 00 2727 5555 00 00 1818 발명예Invention example 4343 YY 00 2626 5353 00 00 2121 비교예Comparative example 4444 XAXA 00 2323 6464 1One 00 1212 비교예Comparative example 4545 XBXB 00 2121 1818 1616 00 4545 비교예Comparative example 4646 XCXC 00 3232 6666 00 00 22 비교예Comparative example 4747 XDXD 00 1818 4040 2525 00 1717 비교예Comparative example 4848 XEXE 00 2626 3838 2020 00 1616 비교예Comparative example 4949 XFXF 00 2727 5757 1One 99 66 비교예Comparative example 5050 XGXG 00 1919 4646 1717 00 1818 비교예Comparative example 5151 XHXH 00 1818 4848 2020 00 1414 비교예Comparative example 5252 XIXI 00 2121 4545 1818 00 1616

구분division 번호number 강종Steel grade [Si+Al]γ
/[Si+Al]av[Si+Al]γ
/[Si+Al]av V(1.2㎛,γ)
/V(γ)V(1.2㎛,γ)
/V(γ) V(lath,γ)
/V(γ)V(lath,γ)
/V(γ) TSХEL (MPa%)TSХEL (MPa%) R/tR/t 발명예Invention example 1One AA 0.750.75 0.210.21 0.670.67 3168431684 1.421.42 비교예Comparative example 22 AA 0.960.96 0.120.12 0.580.58 1874118741 4.384.38 비교예Comparative example 33 AA 0.950.95 0.130.13 0.560.56 2735827358 5.055.05 비교예Comparative example 44 AA 0.920.92 0.160.16 0.530.53 2057820578 3.733.73 발명예Invention example 55 AA 0.710.71 0.190.19 0.610.61 3025130251 1.851.85 비교예Comparative example 66 AA 0.890.89 0.140.14 0.580.58 2162721627 3.663.66 비교예Comparative example 77 AA 0.900.90 0.150.15 0.410.41 2008420084 4.414.41 비교예Comparative example 88 AA 0.730.73 0.080.08 0.360.36 2538325383 3.483.48 비교예Comparative example 99 AA 0.780.78 0.060.06 0.520.52 2362923629 3.273.27 발명예Invention example 1010 BB 0.670.67 0.180.18 0.710.71 3037130371 2.042.04 비교예Comparative example 1111 BB 0.750.75 0.140.14 0.450.45 2859728597 3.363.36 비교예Comparative example 1212 BB 0.790.79 0.070.07 0.340.34 2947829478 3.783.78 비교예Comparative example 1313 BB 0.740.74 0.090.09 0.280.28 2814628146 4.734.73 비교예Comparative example 1414 BB 0.770.77 0.130.13 0.540.54 2748227482 3.523.52 비교예Comparative example 1515 BB 0.910.91 0.080.08 0.550.55 1902519025 8.478.47 비교예Comparative example 1616 BB 0.790.79 0.150.15 0.590.59 2031920319 2.452.45 비교예Comparative example 1717 BB 0.980.98 0.050.05 0.520.52 1273912739 8.168.16 비교예Comparative example 1818 BB 0.990.99 0.070.07 0.540.54 1958219582 3.873.87 비교예Comparative example 1919 BB 0.960.96 0.060.06 0.580.58 1821718217 6.896.89 비교예Comparative example 2020 BB 0.940.94 0.130.13 0.560.56 2010820108 4.584.58 발명예Invention example 2121 CC 0.720.72 0.240.24 0.650.65 3182031820 2.042.04 발명예Invention example 2222 DD 0.740.74 0.190.19 0.610.61 3026530265 2.172.17 발명예Invention example 2323 EE 0.650.65 0.220.22 0.820.82 2895128951 2.052.05 발명예Invention example 2424 FF 0.730.73 0.150.15 0.670.67 2581625816 1.021.02 발명예Invention example 2525 GG 0.580.58 0.180.18 0.610.61 2710527105 0.930.93 발명예Invention example 2626 HH 0.780.78 0.160.16 0.580.58 3061730617 2.362.36 발명예Invention example 2727 II 0.740.74 0.230.23 0.750.75 2845328453 2.572.57 발명예Invention example 2828 JJ 0.820.82 0.210.21 0.590.59 2580625806 0.550.55 발명예Invention example 2929 KK 0.780.78 0.450.45 0.630.63 2700827008 2.292.29 발명예Invention example 3030 LL 0.720.72 0.150.15 0.560.56 2932729327 2.162.16

구분division 번호number 강종Steel grade [Si+Al]γ
/[Si+Al]av[Si+Al]γ
/[Si+Al]av V(1.2㎛,γ)
/V(γ)V(1.2㎛,γ)
/V(γ) V(lath,γ)
/V(γ)V(lath,γ)
/V(γ) TSХEL (MPa%)TSХEL (MPa%) R/tR/t 발명예Invention example 3131 MM 0.680.68 0.130.13 0.590.59 2705827058 2.242.24 발명예Invention example 3232 NN 0.720.72 0.160.16 0.540.54 2483924839 2.312.31 발명예Invention example 3333 OO 0.730.73 0.190.19 0.630.63 2813628136 1.821.82 발명예Invention example 3434 PP 0.750.75 0.220.22 0.600.60 2886528865 1.551.55 발명예Invention example 3535 QQ 0.800.80 0.180.18 0.650.65 3215232152 2.092.09 발명예Invention example 3636 RR 0.710.71 0.120.12 0.620.62 2786327863 2.172.17 발명예Invention example 3737 SS 0.740.74 0.200.20 0.570.57 3135431354 2.282.28 발명예Invention example 3838 TT 0.670.67 0.170.17 0.520.52 3070230702 1.931.93 발명예Invention example 3939 UU 0.650.65 0.230.23 0.580.58 2513525135 2.382.38 발명예Invention example 4040 VV 0.780.78 0.160.16 0.600.60 2763727637 1.861.86 발명예Invention example 4141 WW 0.770.77 0.130.13 0.630.63 2552825528 1.611.61 발명예Invention example 4242 XX 0.690.69 0.160.16 0.570.57 2983129831 2.642.64 발명예Invention example 4343 YY 0.640.64 0.140.14 0.590.59 3081230812 2.532.53 비교예Comparative example 4444 XAXA 0.730.73 0.150.15 0.540.54 1813918139 2.732.73 비교예Comparative example 4545 XBXB 0.700.70 0.180.18 0.580.58 1905419054 5.365.36 비교예Comparative example 4646 XCXC 0.950.95 0.210.21 0.550.55 1136211362 5.715.71 비교예Comparative example 4747 XDXD 0.740.74 0.120.12 0.560.56 2596425964 4.294.29 비교예Comparative example 4848 XEXE 0.710.71 0.130.13 0.570.57 2418324183 3.953.95 비교예Comparative example 4949 XFXF 0.930.93 0.180.18 0.530.53 1586115861 3.623.62 비교예Comparative example 5050 XGXG 0.770.77 0.140.14 0.610.61 2342723427 4.534.53 비교예Comparative example 5151 XHXH 0.750.75 0.170.17 0.590.59 2289622896 5.225.22 비교예Comparative example 5252 XIXI 0.730.73 0.190.19 0.580.58 2326923269 4.854.85

상기 표 1 내지 9의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제시한 조건을 충족하는 발명예에서는 TS×EL이 22,000MPa% 이상이고, R/t가 0.5~3.0을 만족하여, 강도 및 연성의 밸런스가 우수하고, 우수한 가공성을 확보하는 것을 확인할 수 있다. As can be seen from the results of Tables 1 to 9, in the invention examples satisfying the conditions presented in the present invention, TS×EL is 22,000 MPa% or more, and R/t is 0.5 to 3.0, so that the balance of strength and ductility It can be seen that it is excellent and secures excellent processability.

이에 비해, 비교예에서는 본 발명에서 제시되는 조건을 충족하지 못하여, 강도와 연성의 밸런스 내지 가공성이 열위한 것을 확인할 수 있다.In contrast, in the comparative example, it can be seen that the conditions presented in the present invention are not satisfied, and thus the balance between strength and ductility or workability are poor.

구체적으로, No.44 내지 50의 비교예는 본 발명의 필수 합금 성분 중에서 C, Si, Mn, Al의 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 것으로서, 본 발명에서의 강도와 연성 밸러스 내지 가공성이 열위한 것을 알 수 있다. 특히, No. 46의 비교예는 Si와 Al의 합량(Si+Al)이 매우 낮은 경우로서, [Si+Al]γ / [Si+Al]av이 0.85를 초과하고, TS×EL이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하여, 비교예로 나타내었다. Specifically, Comparative Examples of Nos. 44 to 50 are those in which the contents of C, Si, Mn, and Al in the essential alloy components of the present invention are out of the scope of the present invention, and the strength and ductility balance or workability in the present invention is poor. Can be seen. In particular, No. Comparative Example 46 is a case in which the sum of Si and Al (Si + Al) is very low, [Si + Al] γ / [Si + Al] av exceeds 0.85, TS × EL is less than 22,000 MPa%, R/t exceeded 3.0, and was shown as a comparative example.

No.51 및 52는 각각 Cr 및 Mo가 본 발명에서 제시한 범위를 초과한 경우로서, 프레시 마르텐사이트(FM)가 증가하여, R/t가 3.0을 초과하였다. Nos. 51 and 52 are cases in which Cr and Mo exceeded the ranges suggested in the present invention, respectively, and fresh martensite (FM) increased, and R/t exceeded 3.0.

한편, No.2의 비교예는 1차 유지온도가 낮아 페라이트가 과도하게 형성되고, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트가 부족하여, [Si+Al]γ / [Si+Al]av가 0.85를 초과하고, TS×EL이 22,000MPa% 미만이며, R/t가 3.0을 초과하였다. No.3의 비교예는 1차 유지 시간이 짧아 조직이 분균일하게 되어 페라이트가 과도하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여, [Si+Al]γ / [Si+Al]av가 0.85를 초과하고, R/t가 3.0을 초과하였다. On the other hand, in Comparative Example No. 2, since the primary holding temperature was low, ferrite was excessively formed, and bainite, retained austenite and tempered martensite were insufficient, so that [Si+Al]γ / [Si+Al]av Exceeded 0.85, TS×EL was less than 22,000 MPa%, and R/t exceeded 3.0. In Comparative Example No. 3, the primary retention time was short, resulting in a homogeneous structure, resulting in excessive formation of ferrite, insufficient residual austenite, and [Si+Al]γ / [Si+Al]av exceeding 0.85. And R/t exceeded 3.0.

No.4 및 6의 비교예는 각각 1차 냉각 정지온도가 낮거나, 2차 평균 냉각속도가 낮은 경우로서, 페라이트가 과도하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여, [Si+Al]γ / [Si+Al]av가 0.85를 초과하고, TS×EL이 22,000MPa% 미만이며, R/t가 3.0을 초과하였다.Comparative Examples of Nos. 4 and 6 are, respectively, when the primary cooling stop temperature is low or the secondary average cooling rate is low. Since ferrite is excessively formed and residual austenite is insufficient, [Si+Al]γ/ [Si+Al]av exceeded 0.85, TS×EL was less than 22,000 MPa%, and R/t exceeded 3.0.

No.7의 비교예는 2차 유지온도가 낮아 잔류 오스테나이트가 부족하여, [Si+Al]γ / [Si+Al]av가 0.85를 초과하고, V(lath, γ) / V(γ)가 0.5 미만이며, TS×EL이 22,000MPa% 미만이며, R/t가 3.0을 초과하였다.Comparative Example No. 7 had a low secondary holding temperature and lacked retained austenite, so that [Si+Al]γ / [Si+Al]av exceeded 0.85, and V(lath, γ) / V(γ) Was less than 0.5, TS×EL was less than 22,000 MPa%, and R/t exceeded 3.0.

No.8의 비교예는 2차 유지시간이 짧아 V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이고, V(lath, γ) / V(γ)가 0.5 미만이며 R/t가 3.0을 초과하였다. No.9의 비교예는 2차 유지온도가 높아 V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. No.11의 비교예는 3차 유지온도가 높아, V(lath, γ) / V(γ)가 0.5 미만이고, t가 3.0을 초과하였다. No.12 및 13의 비교예는 각각 3차 유지온도가 낮거나, 3차 유지시간이 짧아 V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이며, V(lath, γ) / V(γ)가 0.5 미만이고, t가 3.0을 초과하였다.Comparative Example No.8 has a short secondary retention time, so V(1.2㎛, γ) / V(γ) is less than 0.1, V(lath, γ) / V(γ) is less than 0.5, and R/t is 3.0 Exceeded. In Comparative Example No. 9, the secondary holding temperature was high, so that V(1.2 μm, γ) / V(γ) was less than 0.1, and R/t exceeded 3.0. In Comparative Example No. 11, the third holding temperature was high, V(lath, γ) / V(γ) was less than 0.5, and t exceeded 3.0. Comparative examples of Nos. 12 and 13 each have a low third holding temperature or a short third holding time, so V(1.2㎛, γ) / V(γ) is less than 0.1, and V(lath, γ) / V( γ) is less than 0.5, and t exceeds 3.0.

No.14의 비교예는 4차 평균 냉각속도가 낮아 R/t가 3.0을 초과하였다. No. 15의 비교예는 2차 냉각정지온도가 낮아 템퍼드 마르텐사이트가 과도하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하게 형성되어, [Si+Al]γ / [Si+Al]av가 0.85를 초과하고, V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이며, TS×EL이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. 이에 비해, No.16의 비교예는 2차 냉각 정지온도가 높아 베아나이트가 과도하게 형성되고, 템퍼드 마르텐사이트가 부족하게 형성되어, TS×EL이 22,000MPa% 미만이었다.In Comparative Example No. 14, the fourth average cooling rate was low and the R/t exceeded 3.0. No. In Comparative Example 15, the secondary cooling stop temperature was low, so that the tempered martensite was excessively formed, and the residual austenite was insufficiently formed, so that [Si+Al]γ / [Si+Al]av exceeded 0.85, V(1.2 μm, γ)/V(γ) was less than 0.1, TS×EL was less than 22,000 MPa%, and R/t exceeded 3.0. In contrast, in Comparative Example No. 16, the secondary cooling stop temperature was high, so that the beanite was excessively formed, the tempered martensite was insufficiently formed, and the TS×EL was less than 22,000 MPa%.

No.17 및 18의 비교예는 각각 4차 유지온도가 낮거나 높은 경우로서, 잔류 오스테나이트가 부족하게 형성되어, [Si+Al]γ / [Si+Al]av가 0.85를 초과하고, V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이며, TS×EL이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. Comparative Examples of Nos. 17 and 18, respectively, when the fourth holding temperature is low or high, and the residual austenite is insufficiently formed, so that [Si+Al]γ / [Si+Al]av exceeds 0.85, and V (1.2 μm, γ) / V(γ) was less than 0.1, TS×EL was less than 22,000 MPa%, and R/t exceeded 3.0.

No.19의 비교예는 4차 유지시간이 짧아 템퍼드 마르텐사이트가 과도하게 형성되고, 잔류 오스테나이트가 부족하여, [Si+Al]γ / [Si+Al]av가 0.85를 초과하고, V(1.2㎛, γ) / V(γ)이 0.1 미만이며, TS×EL이 22,000MPa% 미만이고, R/t가 3.0을 초과하였다. 이에 비해, No.20의 비교예는 4차 유지시간이 길어 잔류 오스테나이트가 부족하여, [Si+Al]γ / [Si+Al]av가 0.85를 초과하고, TS×EL이 22,000MPa% 미만이며, R/t가 3.0을 초과하였다.In Comparative Example No. 19, the fourth holding time was short, resulting in excessive formation of tempered martensite, insufficient residual austenite, [Si+Al]γ / [Si+Al]av exceeding 0.85, and V (1.2 μm, γ) / V(γ) was less than 0.1, TS×EL was less than 22,000 MPa%, and R/t exceeded 3.0. On the other hand, Comparative Example of No. 20 had a long 4th holding time and lacked retained austenite, so [Si+Al]γ / [Si+Al]av exceeded 0.85, and TS×EL was less than 22,000 MPa%. And R/t exceeded 3.0.

Claims

중량%로, C: 0.25 초과~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 텀퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고,
하기 [관계식 1] 내지 [관계식 3]을 만족하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판.
[관계식 1]
0.55 ≤ [Si+Al]γ / [Si+Al]av ≤ 0.85
(단, [Si+Al]γ는 잔류 오스테나이트 내 포함된 Si 및 Al 함량(중량%)이고, [Si+Al]av는 강판에 포함된 Si 및 Al의 함량(중량%)임)
[관계식 2]
V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1
(단, V(1.2㎛, γ)은 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)
[관계식 3]
V(lath, γ) / V(γ) ≥ 0.5
(단, V(lath, γ)은 레쓰(lath) 형태의 잔류 오스테나이트의 분율이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율임)
In% by weight, C: more than 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, the rest Contains Fe and unavoidable impurities,
The microstructure includes tampered martensite, bainite and retained austenite,
A steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability satisfying the following [relational formula 1] to [relational formula 3].
[Relationship 1]
0.55 ≤ [Si+Al]γ / [Si+Al]av ≤ 0.85
(However, [Si+Al]γ is the Si and Al content (wt%) contained in the retained austenite, and [Si+Al]av is the Si and Al content (wt%) contained in the steel sheet)
[Relationship 2]
V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.1
(However, V(1.2㎛, γ) is the fraction of retained austenite having an average grain size of 1.2㎛ or more, and V(γ) is the retained austenite fraction of the steel sheet)
[Relationship 3]
V(lath, γ) / V(γ) ≥ 0.5
(However, V(lath, γ) is the fraction of retained austenite in lath form, and V(γ) is the retained austenite fraction of the steel sheet)

청구항 1에 있어서,
상기 강판은 하기 (1) 내지 (9) 중 어느 하나 이상을 더 포함하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판.
(1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
(2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
(3) Cu: 0~4.5% 및 Ni: 0~4.5% 중 1종 이상
(4) B: 0~0.005%
(5) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
(6) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
(7) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
(8) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
(9) Co: 0~1.5%
The method according to claim 1,
The steel sheet is a steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability further comprising any one or more of the following (1) to (9).
(1) At least one of Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5%, and V: 0~0.5%
(2) Cr: 0 to 3.0% and Mo: at least one of 0 to 3.0%
(3) Cu: 0-4.5% and Ni: 0-4.5% at least one of
(4) B: 0~0.005%
(5) Ca: 0~0.05%, REM excluding Y: 0~0.05% and Mg: at least one of 0~0.05%
(6) One or more of W: 0~0.5% and Zr: 0~0.5%
(7) Sb: 0 to 0.5% and Sn: at least one of 0 to 0.5%
(8) One or more of Y: 0~0.2% and Hf: 0~0.2%
(9) Co: 0~1.5%

청구항 1에 있어서,
상기 강판의 미세조직은 부피분율로, 30~75%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~50%의 베이나이트, 10~40%의 잔류 오스테나이트, 5% 이하의 페라이트 및 불가피한 조직을 포함하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판.
The method according to claim 1,
The microstructure of the steel sheet is, in terms of volume fraction, strength including 30 to 75% of tempered martensite, 10 to 50% of bainite, 10 to 40% of retained austenite, 5% or less of ferrite and inevitable structure, and Steel sheet with excellent ductility balance and workability.

청구항 1에 있어서,
상기 Si 및 Al은 그 합량(Si+Al)이 1.0~6.0%인 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판.
The method according to claim 1,
The Si and Al is a steel sheet having an excellent balance of strength and ductility and workability of 1.0 to 6.0% of the total amount (Si+Al).

청구항 1에 있어서,
상기 강판은 인장강도와 연신율의 곱(TS×EL)이 22,000MPa% 이상이고, R/t(R은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경(㎜)이고, t는 강판의 두께(㎜)임)가 0.5~3.0인 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판.
The method according to claim 1,
The steel sheet has a product of tensile strength and elongation (TS×EL) of 22,000 MPa% or more, R/t (R is the minimum bending radius (mm) that does not cause cracks after a 90° bending test, and t is the thickness of the steel sheet. (Mm)) is a steel sheet with excellent balance of strength and ductility and workability of 0.5 to 3.0.

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중량%로, C: 0.25 초과~0.75%, Si: 4.0% 이하, Mn: 0.9~5.0%, Al: 5.0% 이하, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉연압연된 강판을 제공하는 단계;
상기 냉연압연된 강판을 Ac3 이상으로 가열(1차 가열)하여, 50초 이상 유지(1차 유지)하는 단계;
평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 600~850℃의 온도범위(1차 냉각정지온도)까지 냉각(1차 냉각)하는 단계;
평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 350~550℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)하는 단계;
평균 냉각속도 1℃/s 이상으로, 250~450℃의 온도범위까지 냉각(3차 냉각)하고, 이 온도범위에서 5초 이상 유지(3차 유지)하는 단계;
평균 냉각속도 2℃/s 이상으로, 100~300℃의 온도범위(2차 냉각정지온도)까지 냉각(4차 냉각)하는 단계;
300~500℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)하고, 이 온도범위에서 50초 이상 유지(4차 유지)하는 단계; 및
상온까지 냉각(5차 냉각)하는 단계
를 포함하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.
In% by weight, C: more than 0.25 to 0.75%, Si: 4.0% or less, Mn: 0.9 to 5.0%, Al: 5.0% or less, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, the rest Providing a cold-rolled steel sheet containing Fe and inevitable impurities;
Heating the cold-rolled steel sheet to at least Ac3 (primary heating) and maintaining it for at least 50 seconds (primary maintenance);
Cooling (primary cooling) to a temperature range of 600 to 850°C (first cooling stop temperature) at an average cooling rate of 1°C/s or more;
Cooling (secondary cooling) to a temperature range of 350 to 550°C at an average cooling rate of 2°C/s or more, and maintaining (secondary maintenance) in this temperature range for 5 seconds or more;
Cooling (third cooling) to a temperature range of 250 to 450°C at an average cooling rate of 1°C/s or more, and maintaining (third maintenance) in this temperature range for 5 seconds or more;
Cooling (fourth cooling) to a temperature range of 100 to 300°C (second cooling stop temperature) at an average cooling rate of 2°C/s or more;
Heating (secondary heating) to a temperature range of 300 to 500°C, and maintaining at this temperature range for 50 seconds or more (4th maintenance); And
Cooling to room temperature (5th cooling)
A method of manufacturing a steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability comprising a.

청구항 7에 있어서,
상기 냉연강판은 하기 (1) 내지 (9) 중 어느 하나 이상을 더 포함하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.
(1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
(2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
(3) Cu: 0~4.5% 및 Ni: 0~4.5% 중 1종 이상
(4) B: 0~0.005%
(5) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
(6) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
(7) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
(8) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
(9) Co: 0~1.5%
The method of claim 7,
The cold-rolled steel sheet is a method of manufacturing a steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability further comprising any one or more of the following (1) to (9).
(1) At least one of Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5%, and V: 0~0.5%
(2) Cr: 0 to 3.0% and Mo: at least one of 0 to 3.0%
(3) Cu: 0-4.5% and Ni: 0-4.5% at least one of
(4) B: 0~0.005%
(5) Ca: 0~0.05%, REM excluding Y: 0~0.05% and Mg: at least one of 0~0.05%
(6) One or more of W: 0~0.5% and Zr: 0~0.5%
(7) Sb: 0 to 0.5% and Sn: at least one of 0 to 0.5%
(8) One or more of Y: 0~0.2% and Hf: 0~0.2%
(9) Co: 0~1.5%

청구항 7에 있어서,
상기 냉연강판의 준비는 강 슬라브를 1000~1350℃로 가열하는 단계;
800~1000℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연하는 단계;
350~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및
30% 이상의 압하율로 냉간압연 하는 단계
를 포함하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.
The method of claim 7,
The preparation of the cold rolled steel sheet includes heating the steel slab to 1000 ~ 1350 °C;
Hot finishing rolling at a temperature range of 800 to 1000°C;
Winding in a temperature range of 350 ~ 700 ℃; And
Cold rolling with a reduction ratio of 30% or more
A method of manufacturing a steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability comprising a.

청구항 7에 있어서,
상기 1차 냉각 속도(Vc1)와 2차 냉각 속도(Vc2)는 Vc1 < Vc2의 관계를 만족하는 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판의 제조방법.
The method of claim 7,
The first cooling rate (Vc1) and the second cooling rate (Vc2) is a method of manufacturing a steel sheet having excellent balance of strength and ductility and workability satisfying the relationship of Vc1 <Vc2.