WO2017111524A1 - 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2017111524A1
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이규영
류주현
이원휘
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    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet excellent in hole expansion properties and a method of manufacturing the same.
  • the formability must be increased while increasing the strength of the material, which is known as AHSS (Dual Phase Steel, hereinafter referred to as DP steel), and metamorphic organic plastic steel. It is known to be possible through various automotive steel plates such as Transformation Induced Plasticity Steel (hereinafter referred to as TRIP Steel) and Complex Phase Steel (hereinafter referred to as CP Steel).
  • TRIP Steel Transformation Induced Plasticity Steel
  • CP Steel Complex Phase Steel
  • the alternative austenite such as a high-temperature austenite in the martensitic transformation Publishing temperature of M s and the transformation completion temperature is a proper temperature by rapid cooling to a temperature between M f and at the same time secure the low temperature martensite C, Mn of the heat treatment process,
  • Q & P quenching & partitioning
  • Patent Document 1 describes a method for retaining austenite by Q & P heat treatment.
  • Q & P heat treatment since the concept of Q & P heat treatment is simply explained, the practical application is limited.
  • Patent Document 1 US Patent Publication No. 2006-0011274
  • One aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength steel sheet capable of cold press molding and excellent hole expansion properties and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.15 to 0.30%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 3.0 to 5.0%, P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.01 to 3.0%, N: 0.020% or less (excluding 0%), including the remaining Fe and other unavoidable impurities,
  • the microstructure has an area fraction of retained austenite of 5-20%, and the rest relates to an ultra-high strength steel sheet having excellent hole expandability including ferrite, bainite, and fresh martensite.
  • another aspect of the present invention is by weight, C: 0.15-0.30%, Si: 1.0-3.0%, Mn: 3.0-5.0%, P: 0.020% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.01- Heating the steel slab containing 3.0%, N: 0.020% or less (excluding 0%), remaining Fe and other unavoidable impurities to 1000-1250 ° C .;
  • It relates to a method of manufacturing a super high strength steel sheet having excellent hole expandability comprising the step of heat-treating the cooled cold rolled steel sheet at Ms + 100 °C or more for 350 seconds.
  • the present invention there is an effect that can provide an ultra-high strength steel sheet excellent in hole expansion properties and a method of manufacturing the same. More specifically, it is excellent in yield strength and hole expansion property, so it can be preferably applied to cold press molding, and it is possible to secure hot yield strength and tensile strength after molding to replace hot press forming parts. have. Accordingly, it is possible to replace expensive hot press forming parts with low cost cold press forming parts, and to suppress the generation of CO 2 caused by high temperature forming, compared to hot press forming steel. It can contribute to the preservation of the global environment as an eco-friendly material.
  • 1 is a time-temperature graph for 1 step Q & P and 2 step Q & P.
  • Figure 2 is a graph showing the -ln (1-f) value according to the temperature of the specimen number 9.
  • the present inventors have conducted in-depth research to develop a cold press formed steel sheet which can reduce the mechanical properties and parts manufacturing cost by equal or more than the existing hot press formed steel. As a result, it is suitable for cold press forming by optimizing the steel composition and manufacturing conditions. It was confirmed that a steel sheet having physical properties and microstructures can be provided, and the present invention has been completed.
  • Ultra high strength steel sheet having excellent hole expandability according to an aspect of the present invention in weight%, C: 0.15 ⁇ 0.30%, Si: 1.0 ⁇ 3.0%, Mn: 3.0 ⁇ 5.0%, P: 0.020% or less, S: 0.010 % Or less, Al: 0.01-3.0%, N: 0.020% or less (except 0%), the remaining Fe and other unavoidable impurities, the microstructure of the microstructure has a residual fraction of austenite of 5-20%, The remainder includes ferrite, bainite and fresh martensite.
  • the alloy composition of the ultra-high strength steel sheet having excellent hole expandability according to an aspect of the present invention will be described in detail.
  • the unit of each element content is weight%.
  • Carbon (C) is an element that contributes to stabilization of residual austenite.
  • C content When the C content is less than 0.15%, there is a problem that it is difficult to sufficiently secure the stability of austenite during the final heat treatment. On the other hand, when the C content is more than 0.30%, there is a problem that not only increases the risk of defects in the cast, but also significantly reduces weldability. Therefore, it is preferable that C content is 0.15 to 0.30%.
  • Si is an element which suppresses precipitation of carbide and is an element which contributes to stabilization of residual austenite. In order to acquire the above-mentioned effect, it is preferable to add at 0.1% or more. On the other hand, when the Si content is more than 3.0%, there is a problem in that the austenite single phase cannot be secured at a high temperature because the ferrite phase exists even at a high temperature of 900 ° C. or higher. Therefore, it is preferable that Si content is 0.1%-3.0%.
  • Mn is an element that contributes to the formation and stabilization of residual austenite.
  • Mn is known as an element commonly used in transformed organic calcined steel, and in the case of TRIP steel, Mn is usually added within 3.0% and in the case of TWIP steel, which is an austenitic single-phase steel, 18.0% or more. It is because a large amount of martensite is produced when it contains, and elongation falls.
  • the Mn content is less than 3.0%, it is difficult to secure residual austenite at room temperature after heat treatment, and there is a problem that a large amount of phases such as ferrite and bainite may be included during rapid cooling after annealing.
  • the Mn content is more than 5.0%, the manufacturing cost is increased, the rolling load during hot rolling is high, there is a problem that the operability is poor. Therefore, the Mn content is preferably 3.0 to 5.0%.
  • the P is an impurity element. If the content is more than 0.020%, the weldability is lowered and the risk of low temperature brittleness of the steel is greatly increased. Therefore, the P content is preferably 0.020% or less.
  • the S is an impurity element, and when the content is more than 0.010%, there is a high possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet. Therefore, the S content is preferably 0.010% or less.
  • Al is an element which combines with oxygen to perform deoxidation, and in order to obtain stable deoxidation effect, Al content is preferably maintained at 0.010% or more.
  • Al is a representative ferrite region expansion element at high temperature with Si. If the content is more than 3.0%, the ferrite phase coexists with the austenite phase even at a temperature higher than 900 ° C, and thus important austenite single phase region is absent during the heat treatment process. Can be. Therefore, it is preferable that Al content is 0.01 to 3.0%.
  • N is an effective component to stabilize the austenite, but when it exceeds 0.020%, the risk of brittleness is greatly increased, so the content is limited to 0.020% or less.
  • the lower limit thereof is not particularly limited. However, it may be inevitably included in the manufacturing process.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the steel sheet is in weight%, Cr: 1.5% or less (excluding 0%), Ti: 0.005 to 0.3%, Nb: 0.005 to 0.3% , V: 0.005-0.3% and Mo: 0.05-0.3% may further include one or more.
  • the Cr content is preferably 1.5% or less (excluding 0%).
  • Ti, Nb, and V are elements effective for increasing the strength of steel sheets and miniaturizing particle diameters.
  • the content of Ti, Nb, and V is less than 0.005%, it is difficult to sufficiently secure such effects, and when the content is more than 0.30%, ductility may be greatly reduced due to an increase in manufacturing cost and excessive precipitates. Therefore, the content of Ti, Nb and V is preferably 0.005 to 0.30%.
  • Mo is an element having a function of inhibiting ferrite formation by increasing the hardenability, and suppresses the formation of ferrite during cooling after annealing. It is also an element that contributes to the increase in strength through the formation of fine carbides. If the Mo content is less than 0.05%, it is difficult to secure such effects sufficiently. If the Mo content is more than 0.3%, the ferroalloy cost increases due to excessive alloy input. Therefore, it is preferable that Mo content is 0.05 to 0.3%.
  • the microstructure of the steel sheet according to an aspect of the present invention is 5-20% of retained austenite in an area fraction, and the rest includes ferrite, bainite, and fresh martensite.
  • the presence of a martensite phase having a high dislocation density is important.
  • the martensite phase shows limited elongation.
  • elongation can be secured by increasing work hardening through the formation of transformation martensite during deformation.
  • the retained austenite exceeds 20 area%, the austenite stability is reduced, and the yield ratio YR is 0.7 or less. Therefore, it is preferable to have an area% ratio of 20 area% or less.
  • the steel sheet may have a transformation martensite of 15 area% or less in the tensile test.
  • the steel sheet according to an aspect of the present invention has a yield strength of 850MPa or more, a tensile strength of 1200MPa or more, a hole expandability of 15% or more, and a yield ratio of 0.7 or more may have excellent physical properties.
  • the steel sheet may be a hot dip galvanized layer formed on the surface of the steel sheet.
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing an ultra-high strength steel sheet having excellent hole expandability, the method comprising: heating a steel slab satisfying the alloy composition described above to 1000 to 1250 ° C; Hot rolling the heated steel slab to a finish rolling outlet temperature of 500 to 950 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet; Winding the hot rolled steel sheet at a temperature of 750 ° C.
  • the steel slab that satisfies the alloy composition described above is heated to 1000 to 1250 ° C. If the steel slab heating temperature is less than 1000 °C causes a problem that the rolling load increases rapidly, if the steel slab heating temperature is higher than 1250 °C not only increases the energy cost but also causes a large increase in the amount of surface scale.
  • the heated steel slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet at a finish rolling outlet temperature of 500 to 950 ° C., and then wound at a temperature of 750 ° C. or less.
  • the temperature of the finish rolling exit is less than 500 ° C.
  • the rolling load is greatly increased to make the rolling itself difficult, and when it is more than 950 ° C., the thermal fatigue of the rolling roll is greatly increased to cause shortening of life.
  • the cold rolled steel sheet is annealed at a temperature range of 750 ⁇ 900 °C.
  • cold rolling reduction is less than 30%, recrystallization may not occur due to insufficient energy for recrystallization during annealing afterwards, and if it exceeds 80%, not only the rolling operation will be greatly unstable, but also the power cost will increase significantly. Cold rolling at -80% is preferred.
  • the annealing temperature is less than 750 °C hard to recrystallize, if the temperature is higher than 900 °C the annealing temperature due to the increase of the process cost due to high temperature It is preferable that it is 750 degreeC-900 degreeC.
  • the cooled cold rolled steel sheet After cooling the annealed cold rolled steel sheet to the cooling end temperature of Mf ⁇ Ms-90 °C, the cooled cold rolled steel sheet is heat-treated for at least 350 seconds at Ms + 100 °C or more.
  • the cooling end temperature is higher than Ms-90 °C, the stability of the retained austenite becomes low due to the high area ratio of austenite of the steel plate after quenching, which leads to high transformation martensite area ratio during deformation, resulting in inferior hole expandability. can do.
  • the cooling end temperature is less than M f , the entire structure is composed of fresh martensite, which is easy to secure high strength, but an elongation cannot be secured.
  • the heat treatment temperature should be M s + 100 ° C. or more to facilitate the diffusion of austenite stabilizing elements such as C and Mn to secure stability of residual austenite to secure elongation and hole expandability.
  • the upper limit of the heat treatment temperature is not particularly limited, but when the temperature is higher than 500 ° C., the carbide may be easily precipitated, and thus the upper limit may be 500 ° C. because the stability of the austenite is not secured.
  • the Ms temperature can be obtained using the following relational formula 1.
  • each element symbol represents the content of each element in weight%, and the unit of Ms is ° C. If the element is not included, it is calculated as 0.
  • the unit of each element content in Table 1 is weight%.
  • the Ms temperature is a very important condition in the manufacturing conditions of the present invention, but when the existing known Ms temperature is applied as it is, the error may be severe, and Ms temperature is obtained according to the composition of the present invention.
  • FIG. 2 is a graph showing a linear trend line applied to the cold rolling specimen 9.
  • Equation 2 -ln (1-f) - ⁇ T + ⁇ Ms
  • f is the fraction of martensite generated during cooling (area%)
  • ⁇ is a constant related to the transformation driving force of martensite
  • T is a temperature (° C).
  • the method may further include forming a hot dip galvanized layer by immersing in a zinc plating bath after the heat treatment step.
  • the unit of each element content in Table 2 is weight%.
  • Example 1 Further experiments were conducted by applying the same conditions as in Example 1 and the heat treatment temperatures shown in Table 4 below. Inventive Examples 1 to 3 and Comparative Example 2 are the same as in Example 1.
  • Table 4 shows the measured mechanical properties, hole expansion properties, and the amount of austenite before and after the tensile test. By calculating the difference in austenite fraction in the system before and after the tensile test, the amount of metamorphic martensite formed during deformation can be estimated.
  • the hole expandability is obtained by punching out a circular hole in the test piece, and then expanding it using a conical punch.
  • the hole expansion amount until the crack generated at the edge of the hole penetrates in the thickness direction at least at one place is measured. It is known as an index for evaluating the elongation flangeability as expressed by the ratio to, and is expressed by the following relational formula (3).
  • Equation 4 C 0.5 ⁇ (dd-dp) / t ⁇ 100 (%)
  • C clearance (%)
  • dd is the inner diameter of the punching die (mm)
  • t is the thickness of the test piece.
  • inventive examples 1 to 3 the residual austenite after the heat treatment was 5 area% or more, and the transformation martensite was 15 area% or less in the tensile test.
  • the cooling end temperature is Ms-90 °C or more, it is possible to secure excellent elongation due to a large amount of unstable residual austenite, but when the deformation fraction of the transformation martensite exceeds 15% to expand the hole for heat Show the castle.

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 3.0~5.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.020% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 잔류 오스테나이트의 면적분율이 5~20%이고, 나머지는 페라이트, 베이나이트 및 프레쉬(fresh) 마르텐사이트를 포함한다.

Description

구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
강화되고 있는 자동차의 CO2 배출규제 및 연비향상을 위하여 자동차사는 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있다. 자동차 강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 낮추어야 하는 반면에, 충돌 안전성 확보를 위해서는 강판의 두께를 두껍게 해야 하는 서로 모순된 측면이 있다.
상기 모순된 측면을 해결하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하는데, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 DP강 이라고 함), 변태유기소성강 (Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 TRIP강이라고 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 CP강이라고 함) 등의 다양한 자동차강판을 통해서 가능하다고 알려져 있다. 이와 같은 진보된 고강도강의 탄소량 혹은 합금성분을 높여서 보다 강도를 높일 수 있을 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다.
또한, 다른 방법으로는 열처리 과정 중 고온 오스테나이트를 마르텐사이트 변태 게시 온도인 Ms와 변태 완료 온도인 Mf사이의 온도로 급랭시켜 저온 마르텐사이트를 확보함과 동시에 적정 온도에서 C, Mn 등 오스테나이트 안정화 원소를 남아있는 오스테나이트 상으로 확산 시킴으로써 강도 및 연신율을 동시에 확보할 수 있는 Quenching & Partitioning (Q & P) 방법이 있다. 도 1에서 보는 바와 같이 강을 A3 이상의 온도로 가열하여 Ms 온도 이하로 급랭시켜 Ms와 Mf 온도 사이에서 유지하는 열처리 과정을 1step Q & P라 하며, 급랭 후 강을 Ms 이상의 온도로 재가열 시켜 열처리 하는 과정을 2step Q & P라 한다.
예를 들어, 특허문헌 1에서는 Q & P 열처리에 의하여 오스테나이트를 잔류 시킬 수 있는 방안에 대해 설명하고 있다. 그러나, 단순히 Q & P 열처리에 대한 개념을 설명하고 있어 실제 적용에는 한계가 있다.
한편, 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용가능 한 부품으로써, 고온에서 성형 후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급랭에 의하여 최종 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강이 각광받고 있다. 그러나, 설비 투자비의 과다, 열처리 및 공정비용의 증가의 문제점이 있어, 보다 저렴한 냉간 프레스 성형이 가능한 소재에 대한 개발이 요구되고 있다.
따라서, 냉간 프레스 성형이 가능하고 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 미국 특허공개공보 제2006-0011274호
본 발명의 일 측면은 냉간 프레스 성형이 가능하고 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 3.0~5.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.020% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 잔류 오스테나이트의 면적분율이 5~20%이고, 나머지는 페라이트, 베이나이트 및 프레쉬(fresh) 마르텐사이트를 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 3.0~5.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.020% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 500~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔하는 단계;
상기 소둔된 냉연강판을 Mf ~ Ms-90℃의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 냉연강판을 Ms+100℃ 이상에서 350초 이상 열처리하는 단계를 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다. 보다 상세하게는, 항복강도 및 구멍확장성이 우수하여 냉간 프레스 성형에 바람직하게 적용될 수 있으며, 성형 후 높은 항복강도 및 인장강도의 확보가 가능하여 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 부품을 대체할 수 있다. 이에 따라, 고가의 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 부품을 저 원가의 냉간 프레스 성형 부품으로 대체가 가능하며, 고온 성형 시 야기되는 CO2 발생을 억제하여 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강에 비하여 친환경 소재로써 지구환경보존에 기여 할 수 있다.
도 1은 1 step Q&P 및 2 step Q&P에 대한 시간-온도 그래프이다.
도 2는 시편 번호 9의 온도에 따른 -ln(1-f)값을 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 기존 열간 프레스 성형강을 대체하여 동등 이상의 기계적 물성 및 부품제조 원가 절감이 가능한 냉간 프레스 성형용 강판을 개발하기 위하여 깊이 연구한 결과, 강 성분조성 및 제조조건을 최적화함으로써 냉간 프레스 성형에 적합한 물성 및 미세조직을 갖는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판은 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 3.0~5.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.020% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 미세조직은 잔류 오스테나이트의 면적분율이 5~20%이고, 나머지는 페라이트, 베이나이트 및 프레쉬(fresh) 마르텐사이트를 포함한다.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
C: 0.15~0.30%
탄소(C)는 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다.
C 함량이 0.15% 미만인 경우에는 최종 열처리 시 오스테나이트의 안정성을 충분히 확보하기 어려운 문제점이 있다. 반면에, C 함량이 0.30% 초과인 경우에는 주편에 결함이 발생할 위험성이 증가할 뿐만 아니라 용접성도 크게 저하되는 문제점이 있다. 따라서, C 함량은 0.15~0.30%인 것이 바람직하다.
Si: 0.1~3.0%
Si은 탄화물이 석출하는 것을 억제하는 원소로서 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 반면에, Si 함량이 3.0% 초과인 경우에는 900℃ 이상의 고온에서도 페라이트 상이 존재하므로 고온에서 오스테나이트 단상을 확보할 수 없는 문제점이 있다. 따라서, Si 함량은 0.1%~3.0%인 것이 바람직하다.
Mn: 3.0~5.0%
Mn은 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화에 기여하는 원소이다. Mn은 변태 유기 소성강에 많이 이용되는 원소로 알려져 있으며 통상 TRIP강의 경우는 3.0%이내에서 오스테나이트 단상강인 TWIP강의 경우는 18.0%이상이 첨가되는 것이 보통이며 그 이유는 그 중간영역의 Mn량을 함유하면 마르텐사이트가 다량 생성되어 연신율이 저하되기 때문이다.
Mn 함량이 3.0% 미만인 경우에는 열처리 후 상온에서 잔류 오스테나이트를 확보하기 어려우며, 소둔 후 급냉시 페라이트 및 베이나이트 등의 상이 다량 포함될 수 있는 문제점이 있다. 반면에, Mn 함량이 5.0% 초과인 경우에는 제조원가 상승되고, 열간압연 중 압연부하가 높아져 조업성이 열위한 문제점이 있다. 따라서, Mn 함량은 3.0~5.0% 인 것이 바람직하다.
P: 0.020% 이하
P은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.020% 초과인 경우에는 용접성이 저하되고 강의 저온 취성이 발생할 위험성이 크게 증대된다. 따라서, P 함량은 0.020% 이하인 것이 바람직하다.
S: 0.010% 이하
S은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.010% 초과인 경우에는 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다. 따라서, S 함량은 0.010% 이하인 것이 바람직하다.
Al: 0.01~3.0%
Al은 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이며, 안정적인 탈산 효과를 얻기 위하여 Al 함량이 0.010% 이상으로 유지되는 것이 바람직하다. 다만, Al은 Si과 함께 고온에서의 대표적인 페라이트 영역 확장원소로서, 그 함량이 3.0% 초과인 경우에는 900℃ 이상의 고온에서도 페라이트 상이 오스테나이트 상과 공존 하게되어 열처리 과정시 중요한 오스테나이트 단상영역이 부재될 수 있다. 따라서, Al 함량은 0.01~3.0% 인 것이 바람직하다.
N: 0.020% 이하(0% 제외)
N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 0.020%를 초과하는 경우 취성이 발생할 위험성이 크게 증대하므로 그 함량을 0.020%이하로 한정하였다.
본 발명에서는 다른 합금원소들에 의해 충분한 오스테나이트 안정화를 도모하고 있기 때문에 그 하한은 특별히 한정하지 않는다. 다만, 제조공정상 불가피하게 포함될 수 있다.
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.
상술한 합금조성을 만족함으로써, 본 발명의 얻고자 하는 효과를 얻을 수 있으나, 상기 강판은 중량%로, Cr: 1.5% 이하(0% 제외), Ti: 0.005~0.3%, Nb: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.3% 및 Mo: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 Cr은 페라이트의 성장을 억제해 재료의 경화능을 높일 수 있는 원소로 알려져 있다. 하지만 Cr 함량이 1.5%를 초과하게 되면 탄화물의 형성을 야기해 잔류 오스테나이트의 안정성을 저해 할 수 있다. 따라서, Cr 함량은 1.5% 이하(0% 제외)인 것이 바람직하다.
상기 Ti, Nb 및 V는 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti, Nb 및 V의 각 함량이 0.005% 미만인 경우에는 이와 같은 효과를 충분히 확보하기 어렵고, 각 함량이 0.30% 초과인 경우에는 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ti, Nb 및 V의 각 함량은 0.005~0.30%인 것이 바람직하다.
상기 Mo은 경화능을 높여서 페라이트 형성을 억제하는 작용을 하는 원소로서, 소둔 후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제한다. 또한, 미세한 탄화물 형성을 통하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. Mo 함량이 0.05% 미만인 경우에는 이와 같은 효과를 충분히 확보하기 어렵고, 0.3% 초과인 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가한다. 따라서, Mo 함량은 0.05~0.3%인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에 일 측면에 따른 강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 일 측면에 따른 강판의 미세조직은 면적분율로 잔류 오스테나이트가 5~20%이고, 나머지는 페라이트, 베이나이트 및 프레쉬(fresh) 마르텐사이트를 포함한다.
강판의 강도를 높이기 위해서는 높은 전위 밀도를 가지는 마르텐사이트 상의 존재가 중요하다. 하지만 높은 전위 밀도로 인해 마르텐사이트 상은 제한적인 연신율을 보여준다. 이에 5면적% 이상의 오스테나이트를 잔류 시킴으로써 변형 시 변태 마르텐사이트의 형성을 통해 가공 경화를 증대 시킴으로써 연신율을 확보 할 수 있다. 다만, 잔류 오스테나이트가 20면적%을 초과할 경우 오스테나이트의 안정성 저감으로 이어져 항복비(YR)가 0.7이하가 되기 때문에 20면적% 이하의 면적%율을 갖는 것이 바람직하다.
이때, 상기 강판은 인장시험 시 변태 마르텐사이트가 15면적% 이하일 수 있다.
15면적%를 초과한 변태 마르텐사이트의 분율은 프레쉬(fresh) 마르텐사이트와의 상간 경도차를 크게 하여 구멍확장성 저감에 기인하기 때문이다.
한편, 상기 본 발명의 일 측면에 따른 강판은 항복강도가 850MPa 이상이고, 인장강도 1200MPa 이상이며, 구멍확장성이 15% 이상이고, 항복비가 0.7 이상으로 우수한 물성을 갖을 수 있다.
또한, 상기 강판은 강판 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있을 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 500~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 Mf ~ Ms-90℃의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 Ms+100℃ 이상에서 350초 이상 열처리하는 단계를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 가열한다. 강 슬라브 가열온도가 1000℃ 미만이면 압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1250℃ 초과인 경우는 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라 표면 스케일 량이 크게 증가하는 문제가 발생하기 때문이다.
열간압연 및 권취 단계
상기 가열된 강 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 500~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻은 후, 750℃ 이하의 온도에서 권취한다.
마무리압연 출구측 온도가 500℃ 미만인 경우에는 압연하중이 크게 증가하여 압연자체가 어려워지고, 950℃ 초과인 경우는 압연롤의 열피로가 크게 증가하여 수명단축의 원인이 되기 때문이다.
또한, 권취 온도가 750℃ 초과로 온도가 너무 높은 경우에는 스케일 결함의 원인이 되기 때문이다.
냉간 압연 및 소둔 단계
상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻은 후, 상기 냉연강판을 750~900℃의 온도범위에서 소둔한다.
냉간 압하율이 30% 미만인 경우는 이후 소둔시 재결정을 위한 축적에너지가 부족하여 재결정이 일어나지 않을 수 있으며, 80% 초과인 경우에는 압연 조업성이 크게 불안정해질 뿐 만 아니라 전력비용도 크게 상승하므로 30~80%로 냉간압연하는 것이 바람직하다.
또한, 냉간압연된 냉연강판(Full Hard재)을 소둔하는데 있어서, 그 온도가 750℃ 미만인 경우는 재결정이 일어나기 어려우며, 900℃ 초과인 경우에는 고온으로 인한 공정비용의 증가 등의 원인으로 소둔 온도는 750℃~900℃인 것이 바람직하다.
냉각 및 열처리 단계
상기 소둔된 냉연강판을 Mf ~ Ms-90℃의 냉각종료온도까지 냉각한 후, 상기 냉각된 냉연강판을 Ms+100℃ 이상에서 350초 이상 열처리한다.
냉각종료온도가 Ms-90℃ 초과인 경우에는 급랭 후 강판이 가지는 높은 면적율의 오스테나이트로 인하여 잔류 오스테나이트의 안정성이 낮아지게 되고, 이는 변형 시 높은 변태 마르텐사이트 면적율로 이어져 구멍 확장성을 열위하게 할 수 있다. 반면에, 냉각종료온도가 Mf 미만인 경우에는 전체 조직이 프레쉬(fresh) 마르텐사이트로 이루어져 높은 강도확보에는 용이하나 연신율은 확보 할 수 없다.
또한, 열처리 온도는 Ms+100℃ 이상이어야 하는 이유는 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소의 확산을 원활하게 하여 잔류 오스테나이트의 안정성 확보하여 연신율 및 구멍 확장성을 확보하기 위함이다. 이때, 열처리 온도의 상한은 특별히 한정하지는 않으나, 500℃ 초과인 경우에는 탄화물의 석출이 용이해져 오스테나이트의 안정성을 확보 하지 못하기 때문에 그 상한은 500℃ 일 수 있다.
이때, 상기 Ms 온도는 하기 관계식 1을 이용하여 얻을 수 있다.
[관계식 1] Ms = 547.6-596.9C-28.4Mn-13.1Si-17.7Cr+8.8Al
(단, 상기 관계식 1에서 각 원소기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이며, Ms의 단위는 ℃이다. 해당 원소가 포함되지 않은 경우 0으로 계산하였다. )
시편 번호 C Mn Si Cr Al
1 0.05 5.00 1.00 - -
2 0.10 4.00 1.00 - -
3 0.10 5.00 1.00 - -
4 0.10 6.00 1.00 - -
5 0.10 6.00 - - -
6 0.10 6.00 1.50 -
7 0.12 6.00 1.00 - 1.50
8 0.14 1.50 1.50 - -
9 0.15 6.00 1.50 - 1.00
10 0.15 6.00 0.50 - 1.50
11 0.15 6.00 1.50 - 1.80
12 0.16 5.00 1.00 - -
13 0.16 6.00 - - 2.00
14 0.15 4.00 1.6 - -
15 0.24 4.00 1.2 - 1.00
16 0.24 4.00 1.2 0.5 1.00
17 0.24 4.00 1.2 1.0 1.00
상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
상술한 바와 같이 본 발명의 제조조건 중 Ms온도는 매우 중요한 조건이나, 기존의 알려진 Ms 온도를 그대로 적용하는 경우에는 오차가 심할 수 있어, 본 발명의 조성에 맞추어 Ms 온도 구하는 관계식 1을 구하였다.
상기 표 1에 기재된 조성의 냉연시편을 이용해 딜라토미터 실험을 수행하였고, 이 실험법을 통해 냉각 중 형성되는 마르텐사이트의 분율을 구하였다. 실험 시 냉연시편의 균질화를 위해 1000℃에서 가열/냉각 후 다시 1000℃까지 가열하는 열처리를 각 시편당 총 5회씩 실시하였다. 딜라토미터 실험을 통해 얻어진 마르텐사이트 분율을 하기 관계식 2를 이용해 직선형 추세선을 그리게 되면 Ms 온도를 구할 수 있으며, [도 2]는 상기 냉연시편 9에 대해 적용하여 직선형 추세선을 나타낸 그래프이다.
[관계식 2] -ln(1-f)=-αT+αMs
상기 관계식 2에서 f는 냉각 중 생성되는 마르텐사이트의 분율(면적%)이고, α는 마르텐사이트의 변태 구동력에 관련된 상수이며, T는 온도(℃)이다.
이렇게 해서 얻어진 Ms 온도를 바탕으로 각 성분에 해당하는 상수 값들을 최적화한 결과 관계식 1을 도출할 수 있었다.
한편, 상기 열처리 단계 후에 아연도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 더 포함할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
하기 표 2의 조성을 갖는 강을 30kg의 잉곳으로 진공 용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1 시간 유지한 후 열간압연을 실시하여 900℃에서 마무리압연을 완료하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함으로써 열연권취를 모사하였다. 이후 50%의 압하율로 냉간압연 한 후 900℃에서 소둔하고, 하기 표 3에 기재된 냉각종료온도까지 냉각한 후, 하기 표 3에 기재된 열처리 온도로 400초 동안 유지하여 재열처리하였다.
이후, 상기 시편에 대한 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신률(TE), 잔류 오스테나이트 분율 및 항복비(YR)을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
강종 C Si Mn Cr P S Al Nb Ti Mo N Ms(oC)
발명강1 0.15 1.6 4.0 - 0.01 0.003 0.04 - - - 0.004 323.9
발명강2 0.24 1.2 4.0 1.0 0.01 0.003 1.0 - - - 0.004 266.2
발명강3 0.18 1.5 3.0 - 0.01 0.005 0.03 - - - 0.004 335.6
발명강4 0.18 1.5 3.4 - 0.01 0.005 0.03 - - - 0.004 324.2
비교강1 0.21 1.5 2.6 - 0.01 0.003 0.04 - - - 0.004 329.1
비교강2 0.24 1.5 2.6 - 0.01 0.003 0.04 0.02 - - 0.004 311.3
비교강3 0.14 1.0 7 - 0.01 0.003 0.03 0.04 0.06 0.25 0.004 252.4
비교강4 0.14 1.0 9 - 0.01 0.004 0.04 0.04 0.03 - 0.004 195.7
상기 표 2에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
Figure PCTKR2016015154-appb-T000001
상기 표 3에 나타난 바와 같이 본 발명의 방법에 의해 강판을 제조하는 경우 항복강도가 850MPa이상, 인장강도가 1.2GPa 이상, 항복비가 0.7이상인 강판의 제조가 가능하다.
발명강을 이용하였으나, 냉각종료온도가 Ms-90℃ 이상인 비교예 1 내지 5의 경우 잔류 오스테나이트 분율이 20%가 넘어 충분한 안정성을 확보하지 못하므로 항복비가 0.7이하가 되었다.
또한, Mn의 양이 3% 미만인 비교강 1및 비교강 2를 이용한 비교예 6 내지 11의 경우, 냉각종료온도 만족 여부에 상관없이 20% 미만인 오스테나이트의 분율에서도 안정성을 확보하지 못하여 항복비가 0.7이하로 열위하다.
한편, Mn의 양이 5% 초과인 비교강 3또는 4를 이용한 비교예 12 내지 17의 경우, 냉각종료온도 만족 여부에 상관없이 인장강도 측면에서는 1500MPa 이상을 가지나, 오스테나이트 분율이 20% 미만에서도 안정성을 확보하지 못해 항복비가 열위하였다.
(실시예 2)
또한, 상기 실시예 1과 동일한 조건과 하기 표 4의 열처리 온도를 적용하여 추가 실험을 행하였다. 발명예 1~3 및 비교예 2는 상기 실시예 1과 동일하다.
하기 표 4에 기계적 물성, 구멍확장성 및 인장시험 전후의 오스테나이트의 양을 측정하여 나타내었다. 인장 시험 전후 시스템 내의 오스테나이트 분율의 차이를 계산 함으로써 변형 시 형성되는 변태 마르텐사이트의 양을 예측 할 수 있다.
구멍확장성은 시험편에 원형의 구멍을 타발한 후, 이를 원추형 펀치를 이용하여 확장시킬 때, 구멍의 가장자리에 발생한 균열이, 적어도 한 곳에서 두께방향으로 관통 할 때까지의 구멍 확대량을 초기의 구멍에 대한 비율로 표시한 것으로써, 신장 플랜지성을 평가하는 지수로 알려져 있으며, 하기 관계식 3으로 표현된다.
[관계식 3] λ = (Dh-Do)/Do×100 (%)
여기서, λ는 구멍 확장성 (%), Do는 초기 구멍직경 (본 발명의 실시예에서는 10mm), Dh 는 파단후의 구멍직경 (mm)이다.
초기 구멍을 펀칭 할 때의 클리어런스(clearance)의 정의도 구멍확장성을 평가하기 위하여 필요하며, 이는 다이와 펀치의 간격을 시험편의 두께에 대한 비율로 표시한 것으로써, 하기 관계식 4에 의하여 정의되며, 본 발명의 실시예에서는 10%의 클리어런스를 이용하였다.
[관계식 4] C = 0.5×(dd-dp)/t×100 (%)
여기서, C는 clearance (%), dd 는 타발 다이의 내경 (mm), dp 는 타발 펀치의 직경 (dp=10mm), t는 시험편의 두께이다.
구분 냉각종료온도(℃) Ms-90℃ 재가열온도(℃) YS(MPa) TS(MPa) TE(%) YR 잔류 오스테나이트(면적%) 구멍확장성(%)
인장전(%) 인장후(%) 변화량(%)
발명강1 발명예1 190 이하 450 1122 1320 15.1 0.85 9.49 0.15 9.34 23.3
발명예2 230 이하 450 1043 1231 14.6 0.84 14.6 0.6 14.0 20.1
비교예18 190 이하 190 1002 1490 9 0.67 2.03 0.01 2.02 5.6
발명강2 발명예3 150 이하 450 1190 1376 16.0 0.86 17.5 4.6 12.9 18.4
비교예19 150 이하 150 1058 1750 7.77 0.6 3.28 0.01 3.27 5.2
비교예2 220 이상 450 853 1415 17.1 0.6 21.5 3.42 18.08 3.1
상기 표 4에 나타낸 바와 같이 발명예 1 내지 3의 경우, 열처리 후 잔류 오스테나이트가 5 면적% 이상이었고, 인장시험시 변태 마르텐사이트가 15면적% 이하이었다.
그러나, 비교예 18 및 19은 잔류 오스테나이트의 분율이 5%미만으로 연신율이 열위 해졌을 뿐 아니라 15%이상의 구멍 확장성을 확보하지 못하였다.
또한, 비교예 2의 경우, 냉각종료온도가 Ms-90℃ 이상으로, 많은 양의 불안정한 잔류 오스테나이트로 인해 우수한 연신율 확보는 가능하나 변형시 변태 마르텐사이트의 분율이 15%를 넘어 열위한 구멍 확장성을 보여준다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 3.0~5.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.020% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 잔류 오스테나이트의 면적분율이 5~20%이고, 나머지는 페라이트, 베이나이트 및 프레쉬(fresh) 마르텐사이트를 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, Cr: 1.5% 이하(0은 제외), Nb: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.3% 및 Mo: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트 및 베이나이트의 합은 20면적% 이하인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 850MPa 이상이고, 인장강도 1200MPa 이상이며, 구멍확장성이 15% 이상인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복비가 0.7 이상인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 강판 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장시험시 변태 마르텐사이트가 15면적% 이하인 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판.
  8. 중량%로, C: 0.15~0.30%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 3.0~5.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.020% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 500~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔하는 단계;
    상기 소둔된 냉연강판을 Mf ~ Ms-90℃의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 냉연강판을 Ms+100℃ 이상에서 350초 이상 열처리하는 단계를 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 Ms는 하기 관계식 1에 의해 구해지는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1] Ms = 547.6-596.9C-28.4Mn-13.1Si-17.7Cr+8.8Al
    (단, 상기 관계식 1에서 각 원소기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이며, Ms의 단위는 ℃이며, 포함되지 않은 원소는 0으로 계산한다.)
  10. 제8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, Cr: 1.5% 이하(0은 제외), Ti: 0.005~0.3%, Nb: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.3% 및 Mo: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 열처리 단계 후에 아연도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 더 포함하는 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
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