WO2019124688A1 - 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2019124688A1
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서창효
최강현
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel sheet used for an automotive structural member, and more particularly, to a high strength steel sheet excellent in collision characteristics and moldability and a method for manufacturing the same.
  • high-strength automobile materials can be classified into precipitation hardened steel, hardened hardened steel, solidified hardened steel, and transformed hardened steel.
  • DP steel dual phase steel
  • TRIP steel Transformation Induced Plasticity Steel
  • CP steel Complex Phase Steel
  • AHSS Advanced High Strength Steel
  • DP steel is a steel in which hard martensite is finely dispersed in soft ferrite to ensure high strength.
  • CP steel contains two phases or three phases of ferrite, martensite and bainite, And precipitation hardening elements such as Ti and Nb.
  • TRIP steel is a type of steel capable of securing high strength and high ductility, causing martensite transformation when finely homogeneously dispersed austenite is processed at room temperature.
  • a structural member such as a member, a seat rail and a pillar for enhancing the collision resistance of the vehicle body employs a high strength steel excellent in yield strength.
  • a structural member has a tensile strength TS (YS / TS), it is advantageous to absorb the impact energy.
  • water cooling is used for continuous annealing. That is, steel is cracked in the annealing step, and the steel is immersed in water and tempered to obtain a steel sheet having a tempered martensite structure in which martensite is tempered with a microstructure.
  • Patent Document 1 discloses a method of continuously annealing a steel material containing 0.18% or more carbon, water-cooling it to room temperature, and performing an adiabatic treatment at a temperature of 120 to 300 ° C for 1 to 15 minutes to obtain a martensite- 97%.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet having a composite structure mainly composed of martensite as a technique for improving the formability in a high-strength steel sheet. That is, a method for producing a high-tensile steel sheet in which fine precipitated copper particles having a particle diameter of 1 to 100 nm are dispersed in a structure for improving workability is proposed.
  • Patent Document 3 discloses a ferrite structure having a microstructure containing ferrite as a matrix and containing 2 to 10% by area of pearlite, and an element such as Nb, Ti, V, And a steel sheet improved in strength by crystal grain refinement.
  • Patent Document 4 discloses a cold-rolled steel sheet which has high strength and high ductility at the same time by utilizing a tempered martensite phase and also has a plate shape after continuous annealing.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1992-289120
  • Patent Document 2 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2005-264176
  • Patent Document 3 Korean Published Patent Application No. 2015-0073844
  • Patent Document 4 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2010-090432
  • One aspect of the present invention relates to a high strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, and more particularly, to a high strength steel sheet having a low yield strength and a high bending performance, and at the same time being excellent in ductility.
  • An aspect of the present invention provides a method of manufacturing a silicon carbide semiconductor device, which comprises 0.04 to 0.15% of carbon (C), 0.01 to 1.0% of silicon (Si), 1.8 to 2.5% of manganese (Mn) (P): not more than 0.1%, sulfur (S): not more than 0.01%, aluminum (Al): 0.01 to 0.5%, nitrogen (N): not more than 0.01% , 0.003% to 0.06% of titanium (Ti), and 0.003% to 0.06% of niobium (Nb) in the case of boron (B): not more than 0.01% (excluding 0%), antimony (Sb): not more than 0.05% And the balance Fe and other unavoidable impurities, wherein the relationship of C, Si, Al, Mo and Cr satisfies the following formula (1)
  • each element means weight content.
  • a method of manufacturing a steel slab comprising: reheating a steel slab satisfying the above-described alloy composition and component relation (formula (1)) at a temperature range of 1050 to 1300 ⁇ ⁇ ; Subjecting the heated steel slab to finish hot rolling at a temperature of Ar3 or higher to produce a hot-rolled steel sheet; Winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 400 to 700 ⁇ ; Rolling and cold rolling the rolled steel sheet; Continuously annealing the cold-rolled steel sheet in a temperature range of Ac 1 + 30 ° C to Ac 3 - 20 ° C; After the continuous annealing, primary cooling at a cooling rate of 630 to 670 ° C at a cooling rate of 10 ° C / s or less (excluding 0 ° C / s); A second cooling step at a cooling rate of 5 ° C / s or more from 400 ° C to 550 ° C in the hydrogen cooling facility after the primary cooling; Maintaining the
  • the impact resistance is excellent due to the high yield strength and the excellent ductility and bending performance are able to prevent machining defects such as cracks during press forming, it can be suitably applied to parts requiring processing to a complicated shape have.
  • phase hardness ratio [(H B + H M ) / (2)] according to the concentration ratio between Si, Al, Mo, Cr and C in the ferrite phase ⁇ H F )].
  • Fig. 2 shows the relationship between the yield strength and ductility (YS x El) according to the interphase hardness ratio [(H B + H M ) / (2 x H F )] in one embodiment of the present invention.
  • Fig. 4 shows the change of the three-point bending angle according to the relationship between yield strength and ductility (YS x El) in one embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention have conducted intensive studies to develop materials having excellent impact properties without causing defects such as cracks during processing into complex shapes of automotive materials.
  • the present invention relates to a ferrite microstructure which contains ferrite and increases the concentration ratio of the solid solution strengthening element in the ferrite to induce an increase in the yield strength, thereby decreasing the hardness ratio with the hard phase bainite and martensite phase to improve the bending workability
  • Sikkim There is a technical significance in Sikkim.
  • the grain growth inhibiting effect can be obtained by the solid solution strengthening elements in the ferrite, and each phase is finely distributed, thereby relieving the local stress concentration and greatly improving the ductility.
  • the high-strength steel sheet excellent in collision characteristics and moldability is characterized in that it comprises 0.04 to 0.15% of carbon (C), 0.01 to 1.0% of silicon (Si), 1.8 to 2.5% of manganese (Mn) ): Not more than 0.15% (excluding 0%), chromium (Cr): not more than 1.0%, phosphorus (P): not more than 0.1%, sulfur (S): not more than 0.01% N: not more than 0.01%, boron (B): not more than 0.01% (excluding 0%), antimony (Sb): not more than 0.05% (excluding 0%), titanium (Ti) : 0.003 to 0.06%.
  • the content of each alloy composition means% by weight.
  • Carbon (C) is the main element added to reinforce the metamorphosis of steel. This C improves the strength of the steel and promotes the formation of martensite in the composite structure steel. As the C content increases, the amount of martensite in the steel increases.
  • the content of C is preferably controlled to 0.04 to 0.15%. More advantageously from 0.06 to 0.13%.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element, which contributes to the formation of martensite by promoting ferrite transformation and promoting C concentration in untransformed austenite. In addition, it is effective for enhancing the solid solution strength and is effective for reducing the difference in hardness between phases by increasing the strength of ferrite, and is an element for securing the strength without lowering the ductility of the steel sheet.
  • Si may be contained in an amount of 0.01% or more. However, if the content exceeds 1.0%, surface scale defects are caused and the quality of the plating surface is poor and the chemical treatment performance is deteriorated.
  • the Si content it is preferable to control the Si content to 0.01 to 1.0% or less. And more preferably from 0.1 to 0.8%.
  • Manganese (Mn) has the effect of refining the particles without deterioration of ductility and precipitating sulfur (S) in the steel as MnS to prevent hot brittleness due to the formation of FeS.
  • the Mn is an element which strengthens the steel and at the same time serves to lower the critical cooling rate at which the martensite phase is obtained in the composite structure steel, and is useful for forming martensite more easily.
  • Mn-band Mn oxide band
  • the Mn content it is preferable to control the Mn content to 1.8 to 2.5%. More advantageously from 2.0 to 2.4%.
  • Molybdenum is an element added to retard the transformation of austenite into pearlite and to improve the refinement and strength of ferrite.
  • Mo has an advantage of improving the hardenability of the steel and thus controlling the yield ratio by finely forming martensite in grain boundaries.
  • the Mo can be added at a maximum of 0.15%. If the content exceeds 0.15%, the cost of the alloy is increased sharply and the economical efficiency is lowered, and the ductility of the steel is deteriorated due to the effect of grain refinement and the strengthening effect of the steel.
  • the Mo content it is preferable to control the Mo content to 0.15% or less, and 0% is excluded.
  • Chromium is an element added to improve hardenability of steel and ensure high strength. Such Cr is effective for forming martensite and minimizes the decrease in ductility against increase in strength, which is advantageous for producing a composite steel having high ductility. In particular, it is an element contributing to enhance the strength of ferrite as an employment strengthening element.
  • the effect when the content of Cr exceeds 1.0%, the effect is saturated, and the hot rolling strength is excessively increased, resulting in a problem that the cold rolling property is inferior. Further, there is a problem that the fraction of the Cr-based carbide is increased and coarsened, and after the annealing, the size of the martensite is coarsened, which leads to a decrease in elongation.
  • the Cr content it is preferable to control the Cr content to 1.0% or less, and 0% is excluded.
  • Phosphorus (P) is a substitutional element having the largest solubility-strengthening effect, and is an element favorable for securing strength without improving the in-plane anisotropy and greatly reducing moldability.
  • P Phosphorus
  • the P content it is preferable to control the P content to 0.1% or less, and 0% is excluded in consideration of the level that is inevitably added.
  • S Sulfur
  • S is an element which is inevitably added as an impurity element in steel, and deteriorates ductility and weldability, so that it is preferable to control the content to be as low as possible.
  • S since S has a problem of increasing the possibility of generating a hot brittleness, it is preferable to control the content to 0.01% or less.
  • 0% is excluded considering the level that is inevitably added during the manufacturing process.
  • Aluminum (Al) is an element added for finer grain size and deoxidation of steel. Also, as a ferrite stabilizing element, it is effective to distribute carbon in ferrite to austenite to improve the martensitic hardening ability, and effectively inhibits the precipitation of carbide in the bainite when retained in the bainite region, to be.
  • the content of Al is preferably controlled to 0.01 to 0.5% or less.
  • Nitrogen (N) is an effective element for stabilizing austenite.
  • the content exceeds 0.01%, the steel refining cost increases sharply, and the risk of cracking during performance is greatly increased due to the formation of AlN precipitates.
  • Boron (B) is an element which is advantageous for delaying transformation of austenite into pearlite during cooling during annealing. It is also a curable element that inhibits ferrite formation and promotes martensite formation.
  • Antimony (Sb) is distributed in grain boundaries and serves to retard the diffusion of oxidizing elements such as Mn, Si and Al through grain boundaries. This suppresses the surface enrichment of the oxide and has an advantageous effect in suppressing the coarsening of the surface agglomerates due to the temperature rise and the hot rolling process change.
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • Titanium (Ti) and niobium (Nb) are effective elements for increasing the strength and grain refinement by forming fine precipitates. Specifically, the Ti and Nb bond with C in the steel to form nano-sized fine precipitates, which serves to strengthen the matrix and decrease the difference in hardness between phases.
  • Ti and Nb are preferably controlled to 0.003 to 0.06%, respectively.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may include a ferrite having an area fraction of less than 40% (excluding 0%) and residual bainite, martensite and retained austenite in a microstructure.
  • the fraction of the phase in the present invention means the area%.
  • (Fn / Ft) of the non-recrystallized ferrite (Fn) in the total ferrite fraction (Ft) is 20% or less (0% or less) in the case where the ferrite phase contains less than 40%, preferably 25% %).
  • the occupation ratio (Fn / Ft) of the non-recrystallized ferrite exceeds 20%, the deformation and stress are locally concentrated, and the ductility is lowered.
  • an effect of reducing the difference in hardness between the soft phase and the hard phase can be obtained by containing a bainite phase in addition to the martensite phase as the hard phase.
  • the martensite phase and the bainite phase may be contained in an area fraction of 60% or less, and the bainite phase may include 10% or more.
  • the remaining austenite phase except for the soft phase and the hard phase may contain residual austenite phase, but the residual austenite phase may be contained to such an extent that it does not affect securing the desired physical properties in the present invention.
  • the area fraction may be 5% or less (including 0%).
  • the relationship between C, Si, Al, Mo and Cr in the alloy composition described above satisfies the following formula (1) Can be obtained by controlling the manufacturing conditions to be described.
  • each element means weight content.
  • Si and Al are ferrite-stabilizing elements, and Mo and Cr are elements contributing to hardenability improvement.
  • C is an element contributing to the formation of martensite by promoting C concentration in untransformed austenite.
  • the effect of increasing the solid concentration of Si, Al, Mo, and Cr in ferrite and enhancing the strength of ferrite due to solid solution strengthening can be obtained by controlling the ratio of elements affecting ferrite stabilization, hardening ability improvement and martensite formation Can be obtained.
  • the high-strength steel sheet of the present invention having the above-mentioned structure is characterized in that the ratio of Si, Al, Mo, Cr and C in the ferrite satisfies the following formula (2), so that the difference in hardness between phases, that is, the hardness ratio of martensite phase, bainite phase and ferrite phase
  • the following equation (3) can be satisfied.
  • the value of the formula (1) is less than 20, the effect of solid solution strengthening by Si, Al, Mo and Cr can not be sufficiently obtained. Therefore, the ratio of the concentration of Si, Al, Mo, Cr and C in the ferrite 500 or more can not be ensured. That is, the hardness ratio between ferrite hard phase (H F ) and hard phases bainite (HB) and martensite (HM) can not be ensured to 3 or less as the interphase hardness difference can not be effectively reduced.
  • the content of Si, Al, Mo, Cr and C in the steel, the contents of Si, Al, Mo, Cr and C in the ferrite and the hardness values of the respective phases were measured in a thickness direction of 1/4 t of the steel, mm) at the point of measurement, but is not limited thereto.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has the above-described structure, the difference in hardness between phases can be minimized, and each phase can be finely distributed, thereby relieving local stress concentration, thereby greatly improving ductility.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a three-point bending angle of 80 degrees or more and a product of yield strength and elongation (YS x El) of 10000 or more while having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the high strength steel sheet of the present invention may include a zinc plated layer on at least one side.
  • the present invention can produce a high strength steel sheet as a target through the processes of [steel slab reheating - hot rolling - coiling - cold rolling - continuous annealing - cooling - hot galvanizing - cooling] Will be described in detail.
  • the steel slab having the above-mentioned component system is reheated. This step is performed in order to smoothly perform the subsequent hot rolling step and sufficiently obtain the physical properties of the target steel sheet.
  • the process conditions of the reheating process are not particularly limited, and they may be normal conditions.
  • a reheating process can be performed in a temperature range of 1050 to 1300 ° C.
  • the heated steel slab may be hot rolled at a temperature above the Ar3 transformation point, and the outlet side temperature preferably satisfies Ar3 to Ar3 + 50 ⁇ ⁇ .
  • the temperature at the inlet side in the finish hot rolling may be in the range of 800 to 1000 ° C.
  • the coiling temperature is less than 400 ° C.
  • the excessive increase in the strength of the hot-rolled steel sheet due to the formation of excessive martensite or bainite may occur, and the subsequent cold rolling load Resulting in problems such as defects in shape due to the presence of the liquid.
  • the coiling temperature exceeds 700 ° C, surface enrichment of elements such as Si, Mn, and B in the steel that deteriorates the wettability of the hot- Internal oxidation may become worse.
  • the rolled hot-rolled steel sheet may be cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling is performed at a total reduction ratio of 30% or more, and the reduction rates of the stands 1 to 4 of the cold rolling stands are each set to 15% or more.
  • the number of the cold rolling stades may be six.
  • the total rolling reduction rate in the cold rolling is less than 30% or the rolling reduction in each of the first to fourth stands is less than 15%, it is difficult to ensure the desired thickness, and it is difficult to correct the shape of the steel sheet,
  • the fraction is formed to exceed 20% of the entire ferrite phase fraction.
  • the continuous annealing treatment can be performed, for example, in a continuous alloyed hot-dip coating furnace.
  • the continuous annealing step is a step for forming a ferrite and an austenite phase simultaneously with the recrystallization to decompose carbon.
  • the continuous annealing treatment is preferably performed in a temperature range of Ac 1 + 30 ⁇ to Ac 3 - 20 ⁇ , more advantageously in a temperature range of 780 - 820 ⁇ .
  • the cold-rolled steel sheet subjected to the continuous annealing process is cooled step-by-step.
  • the cooling is firstly cooled from 630 to 670 ° C at an average cooling rate of 10 ° C / s or less (excluding 0 ° C / s), then cooled to 400 to 550 ° C at an average cooling rate of 5 ° C / It is preferable to cool it.
  • the end temperature is less than 630 ⁇ , the carbon concentration in the ferrite increases due to the low diffusion activity of the carbon due to the temperature being too low, thereby increasing the yield ratio and increasing the cracking tendency during processing.
  • the termination temperature exceeds 670 DEG C, it is advantageous in terms of diffusion of carbon but requires a too high cooling rate in the subsequent cooling (secondary cooling).
  • the average cooling rate during the primary cooling exceeds 10 DEG C / s, carbon diffusion can not sufficiently occur.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be 1 DEG C / s or more in consideration of productivity.
  • the bainite phase can not be sufficiently secured, whereas at 400 DEG C , The fraction of the martensite phase becomes excessive, making it difficult to secure the desired ductility.
  • the average cooling rate during the secondary cooling is less than 5 ⁇ ⁇ / s, there is a possibility that the bainite phase may not be formed at the target level.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, and a person skilled in the art will be able to appropriately select it in consideration of the specification of the cooling facility. For example, it may be performed at 100 DEG C / s or lower.
  • the third cooling may use a hydrogen cooling facility using hydrogen gas (H 2 gas). As described above, by cooling using the hydrogen cooling facility, it is possible to obtain an effect of suppressing the surface oxidation that may occur in the tertiary cooling.
  • hydrogen gas H 2 gas
  • the cooling rate at the time of the secondary cooling can be made faster than the cooling rate at the time of the primary cooling.
  • the temperature is maintained for 50 to 500 seconds or more in the cooled temperature range after completing the stepwise cooling as described above.
  • the bainite phase may not be sufficiently formed. If the holding time exceeds 500 seconds, the bainite phase is excessively formed and it may be difficult to secure the target microstructure.
  • the steel sheet is immersed in a hot dip galvanizing bath after a stepwise cooling and holding process according to the above to prepare a hot dip galvanized steel sheet.
  • the hot dip galvanizing can be carried out under ordinary conditions, but can be carried out in a temperature range of 430 to 490 ° C, for example.
  • the composition of the molten zinc plating bath during hot dip galvanizing is not particularly limited and may be a pure zinc plating bath or a zinc-based alloy plating bath containing Si, Al, Mg, or the like.
  • the steel sheet After the completion of the hot dip galvanizing, it is preferable to cool the steel sheet at a cooling rate of 1 deg. C / s or higher to Ms (martensitic transformation start temperature) or lower.
  • the martensite phase and the retained austenite phase can be formed in the steel sheet (the steel sheet corresponds to the base material of the lower part of the coating layer).
  • the martensite phase can not be sufficiently secured. If the average cooling rate is less than 1 ⁇ ⁇ / s, the martensite phase may be unevenly formed due to a too slow cooling rate. More preferably, the cooling can be performed at a cooling rate of 1 to 100 ° C / s.
  • the room temperature can be expressed in the range of about 10 to 35 ⁇ ⁇ .
  • the molten zinc-based plated steel sheet may be subjected to an alloying heat treatment before final cooling to obtain an alloyed molten zinc plated steel sheet.
  • the condition of the alloying heat treatment process is not particularly limited, and it may be a normal condition.
  • an alloying heat treatment process can be performed in a temperature range of 480 to 600 ° C.
  • the final cooled molten zinc-based plated steel sheet or the alloyed molten zinc-based plated steel sheet is subjected to temper rolling to form a large amount of dislocation in the ferrite disposed around the martensite, whereby the hardening of the sintering can be further improved.
  • the reduction rate is preferably less than 1.0% (excluding 0%). If the reduction rate is 1.0% or more, it is advantageous in terms of formation of dislocation, but it may cause side effects such as occurrence of plate break due to facility capability limit.
  • the high-strength steel sheet of the present invention produced in accordance with the above-described method is a microstructure comprising a mixture of a hard phase and a soft phase, and specifically may include ferrites having an area fraction of less than 40%, residual bainite, martensite and retained austenite have.
  • the hardness difference between the soft phase and the hard phase can be minimized by increasing the strength of the elements in the ferrite and improving the strength and grain refinement. Further, there is an effect of providing a high strength steel sheet excellent in bending property and moldability by improving ductility in addition to high yield strength.
  • a steel slab having the alloy composition shown in the following Table 1 was prepared and then the steel slab was heated to a temperature range of 1050 to 1250 ⁇ ⁇ and then subjected to hot rolling, cooling and winding under the conditions shown in Table 2 to prepare a hot rolled steel sheet .
  • each hot-rolled steel sheet was cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet, and then subjected to continuous annealing under the conditions shown in Table 2, followed by stepwise cooling (primary and secondary) And maintained for 50 to 500 seconds. At this time, the secondary cooling was performed in a hydrogen cooling facility.
  • the steel sheet was galvanized in a hot-dip galvanizing bath (0.1 to 0.3% Al-remainder Zn) at 430 to 490 ° C and then subjected to final cooling at a cooling rate of 1 ° C / s or higher to Ms or lower, To prepare a molten zinc plated steel sheet.
  • a hot-dip galvanizing bath 0.1 to 0.3% Al-remainder Zn
  • the tensile test for each test piece was performed in the L direction using the ASTM standard.
  • the bending angle 180 degrees - bending angle
  • VDA German Automobile Association 238-100 standard for the three-point bending test. The larger the bending angle, the better the bending property was.
  • microstructure fraction was analyzed at a point of 1 / 4t of the thickness of the steel sheet. Specifically, after Nital corrosion, the fractions of ferrite, bainite, martensite and austenite were measured by FE-SEM and an image analyzer.
  • the concentrations of C, Si, Al, Mo, and Cr in the ferrite were measured by transmission electron microscopy (TEM), energy dispersive spectroscopy (EDS), and ELLS analysis equipment at 1 / 4t of each steel sheet.
  • composition ratios show the values of the formula (1) [ ⁇ (2 x (Si + Al)) + Mo + Cr ⁇ / C]
  • inventive steels 1 to 6 in which the steel alloy composition, the composition ratio (relational expression 1), and the manufacturing conditions satisfy all the requirements of the present invention, Is 80 degrees or more, and the relationship (YS x El) between yield strength and elongation can be secured to 10000 or more, and it is understood that collision resistance and moldability can be ensured.
  • comparative steels 1 to 5 in which one or more of the conditions of the steel alloy composition, the composition ratio and the production conditions deviate from those proposed in the present invention, fail to obtain the intended microstructure in the present invention, And elongation (YS x El) of less than 10000 were secured, so that collision resistance and moldability could not be ensured.
  • phase hardness ratio [(H B + H M ) / (2 ⁇ H F )] according to the concentration ratio between Si, Al, Mo, Cr and C in the ferrite phase will be.
  • the inter-phase hardness difference can be effectively reduced if the concentration ratio between Si, Al, Mo, Cr and C in the ferrite phase is maintained at 500 or more.
  • Fig. 2 shows the change in yield strength and ductility (YS x El) according to the interhard hardness ratio [(H B + H M ) / (2 x H F )].
  • the three-point bending angle can be secured at 80 degrees or more.
  • Fig. 4 shows the relationship between the yield strength and ductility (YS x El) and the change in the three-point bending angle.
  • the three-point bending angle can be secured at 80 degrees or more.

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Abstract

본 발명의 일 측면은, 인장강도 980MPa 이상의 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 낮은 항복강도를 갖고 굽힘 성능이 높으면서, 동시에 연성이 우수하여 성형성이 향상된 고강도 강판을 제공한다.

Description

충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차 구조부재용으로 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 산업에서 환경 및 안전 규제와 함께 이산화탄소 배출 규제가 점점 가혹화됨에 따라, 자동차의 연비 규제도 강화되고 있다. 뿐만 아니라, 미국의 고속도로 안전보험협회는 탑승자 보호를 위한 충돌
안정성의 규제를 점차 강화하고 있으며, 2013년부터는 25% 스몰 오버랩(small overlap)과 같은 가혹한 충돌성능을 요구하고 있다.
이러한 자동차 산업에서의 이슈를 해결할 수 있는 방안으로서 자동차를 경량화시키고자 하는 연구가 지속적으로 행해지고 있다.
일반적으로, 고강도 자동차 소재는 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등으로 구분될 수 있다.
이 중 변태강화강에는 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강) 등이 있다. 이와 같은 변태강화강을 첨단 고강도강(Advanced High Strength Steel, AHSS)라고 한다.
변태강화강 중 DP강은 연질의 페라이트 내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균질하게 분산되어 고강도를 확보하는 강이며, CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도 향상을 위해 Ti, Nb 등의 석출경화원소를 포함하는 강이다. TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공하는 경우 마르텐사이트 변태를 일으키며 고강도 고연성의 확보가 가능한 강종이다.
한편, 최근들어 자동차용 강판은 연비 향상이나 내구성의 향상을 위해 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안정성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 그 사용량이 증대하고 있다.
특히, 차체의 내충돌성 향상을 위한 멤버(member), 시트레일(seat rail) 및 필라(pillar) 등의 구조부재에는 항복강도가 우수한 고강도 강이 채용되고 있으며, 이러한 구조부재는 인장강도(TS) 대비 항복강도(YS) 즉, 항복비(YS/TS)가 높을수록 충격에너지 흡수에 유리한 특징을 가지게 된다.
하지만, 통상 강판의 강도가 증가할수록 연성이 감소하게 되므로, 성형 가공성이 저하되는 문제가 발생한다.
이에, 충돌 안정성과 부품 성형성을 동시에 확보하기 위해서는 항복강도가 높고 연성이 우수한 소재의 개발이 필수적이며, 나아가 가공되는 부품의 대부분이 굽힘 성형을 거치므로 굽힘 성능이 우수한 강재의 적용도 요구되고 있다.
따라서, 고강도 강의 충돌특성 및 성형성을 향상시키기 위해서는 변태강화형 고강도 강 중 가장 널리 사용하고 있는 DP강과 같은 낮은 항복강도를 갖고, 굽힘 성능을 높이면서, 동시에 우수한 연성을 가질 필요가 있으며, 이러한 고강도 강은 여러분야에서의 적용을 확대시킬 수 있을 것이다.
한편, 항복강도를 높이기 위한 대표적인 방법으로는 연속소둔시 수냉각을 이용하는 것이다. 즉, 소둔 공정에서 강을 균열시킨 후 물에 침적하여 템퍼링시킴으로써 미세조직으로 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지는 강판을 얻을 수 있다.
이와 관련된 종래기술로서 특허문헌 1은 탄소를 0.18% 이상으로 함유하는 강재를 연속 소둔한 후 상온까지 수냉하여 120~300℃의 온도로 1~15분간 과시효 처리를 행하여 마르텐사이트 체적율을 80~97%로 확보하는 것이다.
그런데, 이 기술은 항복비를 높일 수는 있으나, 수냉각시 강판의 폭 방향, 길이 방향의 온도편차로 인해 코일의 형상품질이 열위하게 되어, 성형시 크랙 발생 등의 작업성 열화 및 위치별 재질 편차 등의 결함이 발생하는 단점이 있다.
고장력 강판에서 성형성을 향상시킨 기술로서 특허문헌 2는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직으로 이루어진 강판을 개시하고 있다. 즉, 가공성의 향상을 위해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시킨 고장력 강판을 제조하는 방법을 제시하고 있다.
하지만, 이 기술은 미세 Cu 입자를 석출시키기 위해서 Cu를 2~5중량%로 과다하게 첨가하여야하므로, Cu에 의한 적열 취성이 발생할 우려가 있으며, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.
다른 예로서, 특허문헌 3에는 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트(pearlite)를 2~10면적%로 포함하는 미세조직을 가지며, 석출강화형 원소인 Nb, Ti, V 등의 원소를 첨가하여 석출강화 및 결정립 미세화에 의해 강도를 향상시킨 강판을 개시하고 있다.
이 경우, 강판의 구멍확장성은 양호하나, 인장강도를 높이는데 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레스 성형시 크랙 등의 결함이 발생하는 문제가 있다.
또 다른 예로서, 특허문헌 4에는 템퍼드 마르텐사이트 상을 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻고, 연속 소둔 후의 판 형상도 우수한 냉연강판에 대해 개시하고 있다.
하지만, 이 경우에는 탄소(C)의 함량이 0.2% 이상으로 높아, 용접성이 열위하는 문제 및 Si의 다량 첨가로 기인하는 로내 덴트 결함이 발생하는 문제가 있다.
(특허문헌 1) 일본공개특허공보 제1992-289120호
(특허문헌 2) 일본공개특허공보 제2005-264176호
(특허문헌 3) 한국공개특허공보 제2015-0073844호
(특허문헌 4) 일본공개특허공보 제2010-090432호
본 발명의 일 측면은, 인장강도 980MPa 이상의 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 낮은 항복강도를 갖고 굽힘 성능이 높으면서, 동시에 연성이 우수하여 성형성이 향상된 고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.15%, 실리콘(Si): 0.01~1.0%, 망간(Mn): 1.8~2.5%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 질소(N): 0.01% 이하, 보론(B): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외)와, 티타늄(Ti): 0.003~0.06% 및 니오븀(Nb): 0.003~0.06% 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Al, Mo 및 Cr의 관계가 하기 식(1)을 만족하고,
미세조직으로 면적분율 40% 미만의 페라이트와 잔부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하며, 상기 페라이트 전체 분율(Ft) 중 미재결정 페라이트(Fn)의 점유율(Fn/Ft)이 20% 이하인 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
식(1)
{(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C ≥ 20
(여기서, 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 성분관계식(식(1))을 만족하는 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계; 상기 연속 소둔 후 630~670℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 수소냉각설비에서 400~550℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각 후 50~500초간 유지하는 단계; 상기 유지 후 용융아연도금하는 단계; 및 상기 용융아연도금 후 Ms 이하까지 1℃/s 이상의 냉각속도로 최종 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 냉간압연은 총 압하율 30% 이상으로 행하며, 1~4번 스탠드의 압하율을 각각 15% 이상으로 행하는 것인 충돌특성 및 성형성이 우수한 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 고강도를 가짐에도 충돌특성 및 성형성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
특히, 높은 항복강도로 인해 내충돌 성능이 우수하고, 우수한 연성 및 굽힘 성능으로 인해 프레스 성형시 크랙 등의 가공 결함을 방지할 수 있으므로, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 적용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 페라이트 상 내 Si, Al, Mo, Cr, C 간의 농도비(식(2)에 해당)에 따른 상간 경도비[(HB+HM)/(2×HF)]의 변화를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 상간 경도비[(HB+HM)/(2×HF)]에 따른 항복강도와 연성의 관계(YS×El)의 변화를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 상간 경도비[(HB+HM)/(2×HF)]에 따른 3점 굽힘각도의 변화를 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 항복강도와 연성의 관계(YS×El)에 따른 3점 굽힘각도의 변화를 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 자동차용 소재 중 복잡한 형상으로의 가공시 크랙 등의 결함이 발생하지 않으며, 충돌 특성이 우수한 소재를 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가지는 고강도 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명은 미세조직으로 페라이트를 포함하면서, 상기 페라이트 내에 고용강화원소의 농도비를 높여 항복강도의 상승을 유도하고, 경질상인 베이나이트, 마르텐사이트 상과의 경도비를 감소시켜 굽힘 가공성을 향상시킴에 기술적 의의가 있다 할 것이다.
뿐만 아니라, 페라이트 내 고용강화원소들에 의해 결정립 성장 억제 효과를 얻을 수 있고, 이로 인해 각 상(phase)들이 미세하게 분포됨으로써 국부적인 응력 집중을 완화시켜 연성이 크게 향상되는 효과가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판은 탄소(C): 0.04~0.15%, 실리콘(Si): 0.01~1.0%, 망간(Mn): 1.8~2.5%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 질소(N): 0.01% 이하, 보론(B): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외)와, 티타늄(Ti): 0.003~0.06% 및 니오븀(Nb): 0.003~0.06% 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 상기 고강도 강판의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.04~0.15%
탄소(C)는 강의 변태조직 강화를 위해 첨가하는 주된 원소이다. 이러한 C는 강의 고강도화를 도모하고, 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 조장한다. 상기 C 함량이 증가할수록 강 중 마르텐사이트 양이 증가하게 된다.
그런데, 이러한 C의 함량이 0.15%를 초과하게 되면 강 중 마르텐사이트 양의 증가로 강도는 높아지나, 상대적으로 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 증가하게 된다. 이러한 강도 차이는 응력 부가시 상간 계면에서 쉽게 파괴가 발생하기 때문에 연성과 가공경화율이 저하하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 고객사 부품 가공시 용접결함이 발생하는 문제가 있다. 반면, 상기 C의 함량이 0.04% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어려워진다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.04~0.15%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.06~0.13%로 포함할 수 있다.
Si: 0.01~1.0%
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 변태를 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. 또한, 고용강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높여 상간 경도차를 줄이는데 효과적이며, 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보하는데에 유용한 원소이다.
상술한 효과를 위해서는 0.01% 이상으로 Si을 포함할 수 있으나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질이 열위하고, 화성 처리성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.01~1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1~0.8%로 포함할 수 있다.
Mn: 1.8~2.5%
망간(Mn)은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며 강 중 황(S)을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하는 효과가 있다. 또한, 상기 Mn은 강을 강화시키는 원소이면서, 동시에 복합조직강에서 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하여, 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시키는데 유용하다.
이러한 Mn의 함량이 1.8% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도를 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높고, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정하며, 조직 내 Mn-Band(Mn 산화물 띠)가 형성되어 가공 크랙 및 판 파단의 발생 위험이 높아지는 문제가 있다. 또한, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 1.8~2.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 2.0~2.4%로 포함할 수 있다.
Mo: 0.15% 이하(0% 제외)
몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에 페라이트의 미세화 및 강도 향상을 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Mo은 강의 경화능을 향상시켜 마르텐사이트를 결정립계(grainboundary)에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능한 장점이 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조상 불리해지는 문제가 있으므로, 그 함량을 적절하게 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 최대 0.15%로 상기 Mo을 첨가할 수 있다. 만일, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 합금원가의 급격한 상승을 초래하여 경제성이 떨어지고, 지나친 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과로 인해 오히려 강의 연성도 저하하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.15% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
Cr: 1.0% 이하(0% 제외)
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도 확보를 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Cr은 마르텐사이트 형성에 유효하고, 강도 상승 대비 연성의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다. 특히, 고용강화 원소로 페라이트의 강도를 높이는데 기여하는 원소이다.
본 발명의 하나의 측면에서는 상기 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열위하는 문제가 있다. 또한, Cr계 탄화물의 분율이 높아지고 조대화되어 소둔 후 마르텐사이트의 크기가 조대화됨으로써 연신율 저하를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
P: 0.1% 이하
인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 저하시키지 않으면서 강도 확보에 유리한 원소이다. 하지만, 이러한 P을 과잉 첨가할 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판파단 발생 가능성이 증가하며, 도금표면 특성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.1% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
S: 0.01% 이하
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이고, 연성 및 용접성을 저해하므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, S은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
Al: 0.01~0.5%
알루미늄(Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소이다. 또한 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효하며, 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 강판의 연성을 향상시키는데에 유효한 원소이다.
상술한 효과를 위해서는 0.01% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 이러한 Al의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과에 의한 강도 향상은 유리한 반면, 제강 연주 조업시 개재물이 과다 형성되어 도금강판에서 표면 불량이 발생할 가능성이 높아진다. 또한, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.01~0.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
N: 0.01% 이하
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 원소이나, 그 함량이 0.01%를 초과할 경우 강의 정련 비용이 급격히 상승하고, AlN 석출물의 형성에 의해 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가한다.
따라서, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
B: 0.01% 이하(0% 제외)
보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는데 유리한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 억제하고, 마르텐사이트 형성을 촉진하는 경화능 원소이다.
이러한 B의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 B의 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
Sb: 0.05% 이하(0% 제외)
안티몬(Sb)은 결정립계에 분포하여 Mn, Si, Al 등의 산화성 원소들의 결정립계를 통한 확산을 지연시키는 역할을 한다. 이로 인해 산화물의 표면 농화를 억제하며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데에 유리한 효과가 있다.
이러한 Sb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용이 상승하고 가공성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Sb의 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
티타늄(Ti): 0.003~0.06% 및 니오븀(Nb): 0.003~0.06% 중 1종 이상
티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강도 상승 및 미세 석출물의 형성에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 구체적으로, 상기 Ti와 Nb은 강 중 C와 결합하여 나노 사이즈의 미세한 석출물을 형성하며, 이는 기지조직을 강화시켜 상간 경도차를 감소시키는 역할을 한다.
이러한 Ti과 Nb의 함량이 각각 0.003% 미만이면 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없으며, 반면 그 함량이 각각 0.06%를 초과하게 되면 제조비용이 상승하고 석출물이 과다하게 형성되어 연성을 크게 저해할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti과 Nb을 각각 0.003~0.06%로 제어하는 것이 바람직하다.
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.
한편, 본 발명에서 목표로 하는 고강도와 함께 낮은 항복강도를 갖고 굽힘 성능 및 연성을 향상시켜 성형성을 우수하게 확보하기 위해서는, 상술한 합금조성을 만족하는 강판의 미세조직이 다음과 같이 구성될 필요가 있다.
구체적으로, 본 발명의 고강도 강판은 미세조직으로 면적분율 40% 미만(0% 제외)의 페라이트와 잔부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다.
연질상과 경질상을 복합하여 포함하는 복합조직강이 낮은 항복비와 높은 연성을 만족하면서, 동시에 굽힘 특성을 우수하게 확보하기 위해서는 조직 상(phase)과 분율의 제어가 중요하다. 특별히 다르게 정하지 않는 한, 본 발명에서 상(phase)의 분율은 면적%를 의미하는 것에 유의할 필요가 있다.
본 발명은 40% 미만, 바람직하게는 25% 이상 40% 미만으로 페라이트 상을 포함함에 있어서, 페라이트 전체 분율(Ft) 중 미재결정 페라이트(Fn)의 점유율(Fn/Ft)이 20% 이하(0% 포함)인 것이 바람직하다. 이때, 미재결정 페라이트의 점유율(Fn/Ft)이 20%를 초과하게 되면 국부적으로 변형 및 응력이 집중되므로 연성이 열위하게 되는 문제가 있다.
그리고, 본 발명의 하나의 측면에 있어서, 상기 경질상으로서 마르텐사이트 상 이외에 베이나이트 상을 함유함으로써 연질상과 경질상 간의 상간 경도차를 줄이는 효과를 얻을 수 있다.
상기 마르텐사이트 상과 베이나이트 상은 면적분율 합으로 60% 이하로 포함할 수 있으며, 이 중 베이나이트 상은 10% 이상으로 포함할 수 있다.
상기 연질상과 경질상을 제외한 나머지로는 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있으나, 상기 잔류 오스테나이트 상은 본 발명에서 목표로 하는 물성 확보에 영향을 미치지 않을 정도로 함유할 수 있다. 예컨대, 면적분율 5% 이하(0% 포함)로 포함할 수 있다.
본 발명의 하나의 측면에 있어서, 상술한 조직 즉, 연질상과 경질상이 고르게 형성된 조직은 전술한 합금조성 중 C, Si, Al, Mo 및 Cr의 관계가 하기 식(1)을 만족하고, 후에 설명할 제조조건을 제어함으로써 얻을 수 있다.
식(1)
{(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C ≥ 20
(여기서, 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
상기 식(1)에서 Si과 Al은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 변태를 하는 원소이고, Mo과 Cr은 경화능 향상에 기여하는 원소이다. 반면, C는 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다.
이와 같이, 페라이트 안정화, 경화능 향상, 마르텐사이트 형성에 영향을 미치는 원소들의 비율을 제어함으로써, 페라이트 내 Si, Al, Mo, Cr의 고용 농도를 높여 고용강화에 의한 페라이트의 강도를 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.
전술한 조직을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 페라이트 내 Si, Al, Mo, Cr 및 C의 농도비가 하기 식(2)를 만족함으로써 상간 경도차 즉, 마르텐사이트 상, 베이나이트 상 및 페라이트 상의 경도비가 하기 식 (3)을 만족할 수 있다.
식(2)
{(2×(SiF+AlF))+MoF+CrF}/CF ≥ 500
(여기서, 각 원소들은 중량 함량을 의미한다)
식(3)
(HB+HM)/(2×HF) ≤ 3
(여기서, B는 마르텐사이트, M은 마르텐사이트, F는 페라이트를 의미한다.)
만일, 식(1)의 값이 20 미만이면 Si, Al, Mo, Cr에 의한 고용강화 효과를 충분히 얻을 수 없으므로, 페라이트 내 Si, Al, Mo, Cr 및 C간의 농도비(식(2))를 500 이상으로 확보할 수 없게 된다. 즉, 상간 경도차를 효과적으로 줄이지 못하게 됨에 따라 연질상인 페라이트의 경도비(HF)와 경질상인 베이나이트(HB) 및 마르텐사이트(HM) 간의 경도비를 3 이하로 확보할 수 없다.
상기 강 내 Si, Al, Mo, Cr, C의 함량과 페라이트 내 Si, Al, Mo, Cr, C의 함량 및 각 상의 경도값은 강판의 두께 방향 1/4t(여기서, t는 강판의 두께(mm)를 의미함) 지점에서 측정할 수 있으며, 이에 한정하는 것은 아니다.
본 발명의 고강도 강판은 상기와 같은 조직을 가지게 됨으로써 상간 경도차를 최소화할 수 있으면서, 각 상들이 미세하게 분포됨으로써 국부적인 응력 집중을 완화시킬 수 있고, 이로 인해 연성을 크게 향상시킬 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 고강도 강판은 980MPa 이상의 인장강도를 가자면서, 3점 굽힘각도가 80도 이상이고, 항복강도와 연신율의 곱(YS×El)이 10000 이상을 만족할 수 있다.
나아가, 본 발명의 고강도 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 가공성이 우수한 고장력강을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속 소둔 - 냉각 - 용융아연도금 - 냉각] 공정을 거쳐 목표로 하는 고강도 강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
먼저, 전술한 성분계를 갖는 강 슬라브를 재가열한다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 재가열 공정의 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1050~1300℃의 온도 범위에서 재가열 공정을 수행할 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연할 수 있으며, 이때 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃를 만족하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3 미만이면 페라이트 및 오스테나이트 2상역 압연이 행해져 재질 불균일을 초래할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 Ar3+50℃를 초과하게 되면 고온 압연에 의한 이상 조대립 형성으로 재질 불균일이 야기될 우려가 있으며, 이로 인해 후속 냉각시 코일 뒤틀림 현상이 발생하는 문제가 있다.
한편, 상기 마무리 열간압연시 입측의 온도는 800~1000℃의 온도범위일 수 있다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 권취하는 것이 바람직하다.
상기 권취는 400~700℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 권취온도가 400℃ 미만이면 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트 형성으로 인해 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써, 이후의 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하는 경우, 강 중 Si, Mn 및 B 등 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들의 표면 농화 및 내부산화가 심해질 수 있다.
[냉간압연]
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다.
본 발명의 하나의 측면에 있어서, 상기 냉간압연은 총 압하율 30% 이상으로 행하며, 냉간압연 스탠드 중 1~4번 스탠드의 압하율을 각각 15% 이상으로 행하는 것이 바람직하다. 일 예로, 상기 냉간압연 스태드는 6개일 수 있다.
이는, 강 내부에 축적 에너지(stored energy)를 높임으로써 후속하는 소둔 과정에서 페라이트의 재결정을 촉진하는 구동력으로 작용하며, 최종적으로 미재결정 페라이트의 분율을 낮추는 효과를 얻을 수 있다. 강 내에 미재결정 페라이트 상이 과다하게 존재할 경우 국부적으로 변형 및 응력이 집중되므로 연성을 감소시킨다. 반면, 재결정 페라이트 상은 변형 및 응력 집중을 완화시켜 주므로 연성 향상에 기여한다.
만일, 상기 냉간압연시 총 압하율이 30% 미만이거나, 1~4번 스탠드별 압하율이 15% 미만이면, 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 강판의 형상 교정이 어렵고, 미재결정 페라이트 분율이 전체 페라이트 상 분율 대비 20%를 초과하여 형성됨에 따라 연성이 열위하는 문제가 있다.
[연속 소둔]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속 소둔 처리하는 것이 바람직하다. 상기 연속 소둔 처리는 일 예로 연속 합금화 용융도금로에서 행해질 수 있다.
상기 연속 소둔 단계는 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트 상을 형성하고, 탄소를 분해하기 위한 공정이다.
상기 연속 소둔 처리는 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 780~820℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 연속 소둔시 그 온도가 Ac1+30℃ 미만이면 충분한 재결정이 이루어지지 못할 뿐만 아니라, 충분한 오스테나이트의 형성이 어려워 소둔 후 목표 수준의 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 분율을 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 Ac3-20℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고, 오스테나이트 상이 과다하게 형성되어 냉각 후 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 분율이 크게 증가하여 목표로 하는 연성의 확보가 어려워진다. 또한 Si, Mn, B 등의 용융아연도금 젖음성을 저해하는 원소들에 의한 표면농화가 심해져 도금 표면품질이 저하될 우려가 있다.
[단계적 냉각]
상기한 바에 따라 연속 소둔 처리된 냉연강판을 단계적으로 냉각하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 냉각은 630~670℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 1차 냉각한 다음, 400~550℃까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 것이 바람직하다.
상기 1차 냉각시 종료온도가 630℃ 미만인 경우 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아져 항복비가 증가하며, 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 반면, 종료온도가 670℃를 초과할 경우 탄소의 확산 측면에서는 유리하나, 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다. 또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 상기 평균 냉각속도의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, 생산성을 고려하여 1℃/s 이상으로 행할 수 있다.
상술한 조건으로 1차 냉각을 완료한 후, 2차 냉각을 행하는 것이 바람직한데, 상기 2차 냉각시 그 종료온도가 550℃를 초과하게 되면 베이나이트 상을 충분히 확보할 수 없게 되며, 반면 400℃ 미만이면 마르텐사이트 상 분율이 과도해져 목표로 하는 연성의 확보가 곤란해진다. 또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 베이나이트 상이 목표 수준으로 형성되지 못할 우려가 있다. 한편 상기 평균 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자가 냉각 설비의 사양을 고려하여 적절히 선택할 수 있을 것이다. 일 예로, 100℃/s 이하에서 행할 수 있을 것이다.
그리고, 상기 3차 냉각은 수소 가스(H2 gas)를 이용하는 수소냉각설비를 이용할 수 있다. 이와 같이, 수소냉각설비를 이용하여 냉각을 행함으로써 상기 3차 냉각시 발생할 수 있는 표면산화를 억제하는 효과를 얻을 수 있다.
한편, 상술한 바에 따라 단계적으로 냉각을 행함에 있어서, 1차 냉각시의 냉각속도 보다 2차 냉각시의 냉각속도를 빠르게 행할 수 있다.
[유지]
상술한 바에 따라 단계적 냉각을 완료한 후 냉각된 온도범위에서 50~500초 이상 유지하는 것이 바람직하다.
상기 유지시간이 50초 미만이면 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못할 우려가 있으며, 반면 500초를 초과하게 되면 베이나이트 상이 과도하게 형성되어 목표로 하는 미세조직의 확보가 어려울 수 있다.
[용융아연도금]
상기에 따라 단계적 냉각 및 유지 공정을 거친 후 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일 예로 430~490℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.
[최종 냉각]
상기 용융아연도금을 완료한 후에는 Ms(마르텐사이트 변태 개시온도) 이하까지 1℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이 과정에서 강판(여기서 강판은 도금층 하부의 모재에 해당한다) 내에 마르텐사이트 상과 잔류 오스테나이트 상을 형성할 수 있다.
상기 냉각시 그 종료온도가 Ms를 초과하게 되면 마르텐사이트 상을 충분히 확보할 수 없게 되며, 평균 냉각속도가 1℃/s 미만이면 너무 느린 냉각속도로 인해 마르텐사이트 상이 불균일하게 형성될 우려가 있다. 보다 바람직하게 상기 냉각은 1~100℃/s의 냉각속도로 행할 수 있다.
상기 냉각시 상온까지 냉각하여도 목표로 하는 조직의 확보에는 문제 없으며, 여기서 상온은 10~35℃ 정도로 나타낼 수 있다.
한편, 필요에 따라, 최종 냉각 전, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리함으로써, 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 있다.
다음으로, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 마르텐사이트 주위에 위치한 페라이트에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다.
이때, 압하율은 1.0% 미만(0% 제외)인 것이 바람직하다. 만일, 압하율이 1.0% 이상인 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.
전술한 바에 따라 제조된 본 발명의 고강도 강판은 미세조직으로 경질상과 연질상을 혼합하여 포함하며, 구체적으로 면적분율 40% 미만의 페라이트, 잔부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다.
이때, 페라이트 내 고용원소들의 농도를 높여 강도 향상과 결정립 미세화를 도모함으로써 연질상과 경질상 간의 경도차를 최소화할 수 있다. 또한, 고항복강도와 더불어 연성을 향상시킴으로써 굽힘 특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판을 제공하는 효과가 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)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 열간압연, 냉각 및 권취하여 열연강판을 제조하였다.
이 후, 각각의 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속 소둔 처리한 후, 단계적 냉각(1차 및 2차) 냉각을 행한 후 2차 냉각 종료 온도에서 50~500초간 유지하였다. 이때, 상기 2차 냉각은 수소냉각설비에서 행하였다.
그 후, 430~490℃의 용융아연도금욕(0.1~0.3%Al-잔부 Zn)에서 아연도금처리한 다음, Ms 이하까지 1℃/s 이상의 냉각속도로 최종냉각한 후, 0.2%로 조질압연하여 용융 아연계 도금강판을 제조하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 특성 및 도금 특성을 평가한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 ASTM 규격을 이용하여 L방향으로 실시하였다. 또한, 3점 굽힘시험은 VDA(독일자동차협회) 238-100 규격을 적용하여 굽힘각(180도-굽힘내각)을 평가하였으며, 굽힘각이 클수록 굽힘성이 우수한 것으로 평가하였다.
그리고, 미세조직 분율은 강판의 두께 1/4t 지점에서 기지조직을 분석하였다. 구체적으로, 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 오스테나이트의 분율을 측정하였다.
한편, 각 강판의 1/4t 지점에서 페라이트 내 C, Si, Al, Mo, Cr의 농도는 TEM(Transmission Electron Microscopy)과 EDS(Energy Dispersive Spectroscopy), ELLS 분석장비를 이용하여 측정하였다.
나아가, 각 상의 경도는 Micro Vickers Hardness Tester를 이용하여 10회 측정 후 평균값을 취하였다.
구분 합금조성 (중량%) 성분비
C Si Mn P S Al Mo Cr Ti Nb N B Sb
발명강1 0.07 0.4 2.35 0.02 0.003 0.04 0.12 0.85 0.02 0.025 0.005 0.0025 0.03 26.4
발명강2 0.09 0.3 2.4 0.01 0.005 0.40 0.10 0.65 0.022 0.034 0.003 0.0003 0.03 23.9
발명강3 0.08 0.5 2.4 0.009 0.004 0.06 0.09 0.71 0.04 0.03 0.004 0.0025 0.01 24.0
발명강4 0.10 0.6 2.3 0.01 0.003 0.07 0.12 0.68 0.03 0.02 0.0056 0.0025 0.02 21.4
발명강5 0.06 0.4 2.2 0.01 0.003 0.05 0.15 0.65 0.02 0.03 0.005 0.0011 0.03 28.3
발명강6 0.07 0.4 2.2 0.01 0.003 0.04 0.07 0.60 0.025 0.02 0.0047 0.0005 0.02 22.1
비교강1 0.10 0.1 2.5 0.02 0.002 0.035 0.07 0.95 0.02 0.05 0.005 0.0025 0.02 12.9
비교강2 0.06 0.4 2.9 0.02 0.002 0.03 0.01 0.02 0.03 0.02 0.005 0.0010 0.01 14.8
비교강3 0.07 0.2 2.5 0.02 0.002 0.30 0.04 0.04 0.015 0.02 0.005 0.0014 0.01 15.4
비교강4 0.09 0.2 2.7 0.01 0.003 0.10 0.01 0.60 0.03 0.02 0.0056 0.0025 0.02 13.4
비교강5 0.15 0.3 2.5 0.01 0.003 0.04 0.07 0.40 0.025 0.02 0.0047 0.0005 0.02 7.7
(표 1에서 성분비는 각 강의 식(1) [{(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C]의 값을 나타낸 것이다.)
Figure PCTKR2018011679-appb-T000001
구분 미세조직 (%) 기계적 성질 경도비 농도비
F B+M Fn/Ft YS(MPa) TS(MPa) El(%) YR YS×El(MPa%) 3점 굽힘각(도)
발명강1 34 66 0 719 1040 15 0.69 10785 91 2.6 617
발명강2 31 69 0 751 1038 15 0.72 11265 95 2.8 717
발명강3 35 65 0 748 1039 16 0.72 11968 87 2.5 640
발명강4 37 63 0 701 1016 17 0.69 11917 95 2.4 713
발명강5 29 71 0 718 1017 15 0.71 10770 89 2.1 567
발명강6 33 67 0 736 1055 15 0.70 11040 85 2.8 517
비교강1 43 57 0 640 1070 15 0.62 9600 67 3.1 430
비교강2 46 54 0 666 999 13 0.67 8658 73 3.4 297
비교강3 35 65 21 750 1005 12 0.71 9000 78 3.3 360
비교강4 45 55 0 699 1014 12 0.69 8388 69 4.1 403
비교강5 24 76 34 838 1105 11 0.76 9218 63 3.7 383
(표 3에서 F는 페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트 상을 의미한다. 또한, YS는 항복강도, TS는 인장강도, El은 연신율, YR은 항복비를 의미한다. 그리고, 농도비는 식(2)[{(2×(SiF+AlF))+MoF+CrF}/CF]의 계산 값, 경도비는 식(3)[(HB+HM)/(2×HF)]의 계산 값을 나타낸 것이다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성, 성분비(관계식 1) 및 제조조건이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명강 1 내지 6은 의도하는 미세조직이 형성됨에 따라 3점 굽힘각도가 80도 이상이며, 항복강도와 연신율의 관계(YS×El)가 10000 이상을 확보할 수 있어, 내충돌성 및 성형성이 확보가 가능함을 알 수 있다.
반면, 강 합금조성, 성분비 및 제조조건 중 하나 이상의 조건이 본 발명에서 제안하는 바를 벗어나는 비교강 1 내지 5는 본 발명에서 의도하는 미세조직을 얻을 수 없었으며, 이로 인해 굽힘 특성이 열위하고 항복강도와 연신율의 관계(YS×El)가 10000 미만으로 확보되어, 내충돌성 및 성형성의 확보가 불가능하였다.
도 1은 페라이트 상 내 Si, Al, Mo, Cr, C 간의 농도비(식(2)에 해당)에 따른 상간 경도비[(HB+HM)/(2×HF)]의 변화를 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 페라이트 상 내 Si, Al, Mo, Cr, C 간의 농도비가 500 이상으로 확보되어야만 상간 경도차를 효과적으로 줄일 수 있음을 알 수 있다.
도 2는 상간 경도비[(HB+HM)/(2×HF)]에 따른 항복강도와 연성의 관계(YS×El)의 변화를 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 상간 경도비가 3 이하일 때 항복강도와 연성의 관계(YS×El)를 10000 이상으로 확보할 수 있음을 알 수 있다.
도 3은 상간 경도비[(HB+HM)/(2×HF)]에 따른 3점 굽힘각도의 변화를 나타낸 것이다.
도 3에 나타낸 바와 같이, 상간 경도비가 3 이하일 때 3점 굽힘각도를 80도 이상으로 확보할 수 있음을 알 수 있다.
도 4는 항복강도와 연성의 관계(YS×El)와 3점 굽힘각도의 변화를 나타낸 것이다.
도 4에 나타낸 바와 같이, 항복강도와 연성의 관계(YS×El)의 값이 10000 이상일 때 3점 굽힘각도를 80도 이상으로 확보할 수 있음을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.15%, 실리콘(Si): 0.01~1.0%, 망간(Mn): 1.8~2.5%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 질소(N): 0.01% 이하, 보론(B): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외)와, 티타늄(Ti): 0.003~0.06% 및 니오븀(Nb): 0.003~0.06% 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Al, Mo 및 Cr의 관계가 하기 식(1)을 만족하고,
    미세조직으로 면적분율 40% 미만의 페라이트와 잔부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하며,
    상기 페라이트 전체 분율(Ft) 중 미재결정 페라이트(Fn)의 점유율(Fn/Ft)이 20% 이하(0% 포함)인 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
    식(1)
    {(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C ≥ 20
    (여기서, 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 페라이트 내 Si, Al, Mo, Cr 및 C의 농도비가 하기 식(2)를 만족하는 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
    식(2)
    {(2×(SiF+AlF))+MoF+CrF}/CF ≥ 500
    (여기서, 각 원소들은 중량 함량을 의미한다)
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 마르텐사이트상, 베이나이트상 및 페라이트상의 경도비가 하기 식 (3)을 만족하는 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
    식(3)
    (HB+HM)/(2×HF) ≤ 3
    (여기서, B는 마르텐사이트, M은 마르텐사이트, F는 페라이트를 의미한다.)
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 980MPa 이상의 인장강도를 갖고, 3점 굽힘각도가 80도 이상이고, 항복강도와 연신율의 곱(YS×El)이 10000 이상 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.15%, 실리콘(Si): 0.01~1.0%, 망간(Mn): 1.8~2.5%, 몰리브덴(Mo): 0.15% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 질소(N): 0.01% 이하, 보론(B): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외)와, 티타늄(Ti): 0.003~0.06% 및 니오븀(Nb): 0.003~0.06% 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Al, Mo 및 Cr의 관계가 하기 식(1)을 만족하는 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계;
    상기 연속 소둔 후 630~670℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 수소냉각설비에서 400~550℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각 후 50~500초간 유지하는 단계;
    상기 유지 후 용융아연도금하는 단계; 및
    상기 용융아연도금 후 Ms 이하까지 1℃/s 이상의 냉각속도로 최종 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 냉간압연은 총 압하율 30% 이상으로 행하며, 1~4번 스탠드의 압하율을 각각 15% 이상으로 행하는 것인 충돌특성 및 성형성이 우수한 강판의 제조방법.
    식(1)
    {(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C ≥ 20
    (여기서, 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃를 만족하는 것인 충돌특성 및 성형성이 우수한 강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 용융아연도금하는 단계는 430~490℃의 아연 도금욕에서 행하는 것인 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 용융아연도금 후 최종 냉각을 행하기 전 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 것인 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 6항에 있어서,
    상기 2차 냉각시 베이나이트 상이 형성되는 것인 충돌특성 및 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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