WO2024144040A1 - 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

초고장력 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2024144040A1
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rolled steel
ultra
hot
high tensile
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이상욱
엄호용
맹한솔
김경민
김로사
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현대제철 주식회사
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    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the technical problem to be achieved by the technical idea of the present invention is to provide an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with improved strength and ductility in a balanced manner and a method of manufacturing the same.
  • the ultra-high-strength cold-rolled steel sheet has a mixed structure in which ferrite, retained austenite, bainite, fresh martensite, and tempered martensite are mixed, and the area fraction of the ferrite is 10%. ranges from ⁇ 20%, the area fraction of the retained austenite ranges from 5% to 20%, the area fraction of the bainite ranges from 5% to 20%, and the area fractions of the fresh martensite and the tempered martensite The sum of may be the remaining area fraction.
  • the hot rolled steel is cooled.
  • the elapsed time from the final pass of finish rolling to the start of cooling is preferably carried out as quickly as possible, for example, the elapsed time should be controlled to 1.5 seconds or less (exceeding 0).
  • the cooling can be done by either air cooling or water cooling, e.g. For example, it can be cooled at a cooling rate of 10°C/sec to 50°C/sec.
  • the cooling is preferably carried out to a coiling temperature of, for example, 500°C to 700°C. If the cooling rate is less than 10°C/sec, the average particle size of the precipitate increases, making it difficult to secure strength. Conversely, if the cooling rate exceeds 50°C/sec, the steel structure becomes hard and impact toughness may decrease.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to softening heat treatment at a temperature in the range of 500°C to 650°C, for example, for 1 hour to 10 hours.
  • the softening heat treatment step can effectively control the influence of the microstructure of the hot rolled steel sheet after hot rolling and before cold rolling.
  • the softening heat treatment temperature exceeds 650°C, a non-uniform austenite phase is created, and unnecessary phases are created during the cooling process, which may affect the annealing conditions of the final production steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet is used to adjust the thickness of the final production steel sheet.
  • Pickling treatment is performed by washing the wound hot-rolled steel sheet with acid.
  • the pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a cold rolling reduction rate of 40% to 60% to form a cold-rolled steel sheet. If the cold rolling reduction rate is less than 40%, the amount of nucleation for recrystallization in the subsequent cracking process is small, so grains may grow excessively during the cracking process and the strength may rapidly decrease. If the cold rolling reduction ratio exceeds 60%, the amount of nucleation is excessively large, and the crystal grains formed by cracking are too fine, which may reduce ductility and deteriorate formability.
  • the primary cracking temperature is less than Ac3-30°C or the holding time is less than 30 seconds, it is difficult to form sufficient austenite, and the ferrite fraction may increase, resulting in a decrease in strength. If the primary cracking treatment temperature exceeds 900°C or the holding time exceeds 200 seconds, the size of austenite grains may become coarse or productivity may be excessively reduced.
  • the primary cracked cold-rolled steel sheet is cooled at a cooling rate of, for example, 5°C/sec to 15°C/sec, for example, to a primary cooling temperature of 620°C to 720°C.
  • Perform secondary cooling The cooling may be performed by air cooling or water cooling.
  • the primary cooling may be referred to as a slow cooling step.
  • the first cooling is performed to ensure plasticity by securing a certain amount of ferrite in the final microstructure. If the primary cooling temperature is less than 620°C, excessive ferrite transformation may occur, resulting in a decrease in strength. If the primary cooling temperature exceeds 720°C, the temperature difference in the subsequent secondary cooling section increases significantly, which may cause quality problems or reduce productivity.
  • the cold rolled steel sheet is thirdly cooled, for example, to a third cooling temperature of room temperature (0°C to 40°C) to 150°C.
  • austenite is transformed into fresh martensite as it is cooled to a temperature below Ms.
  • the tempering treatment of martensite may be insufficient or the stabilization of retained austenite may be insufficient. If the tertiary cracking treatment temperature exceeds 300°C or the holding time exceeds 30000 seconds, the tempering treatment of martensite may be excessive and strength may decrease, and phase transformation of retained austenite may occur, reducing formability. This may deteriorate.
  • a slow cooling step is performed, and the temperature is not immediately lowered to Ms or less in the rapid cooling step, but a secondary cracking treatment is performed in the middle to produce bainite having a predetermined content.
  • a step of cooling to below Ms is performed.
  • Figure 2 is a process flowchart schematically showing the manufacturing method of an ultra-high tensile hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention
  • Figure 4 is a heat treatment history over time of an ultra-high tensile hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention. This is a graph showing .
  • Figure 4 shows both the hot dip galvanizing step (S161) and the alloying step (S162).
  • the secondary cracking treatment temperature after reaching the secondary cracking treatment temperature, it can be immediately put into a galvanizing bath and a hot-dip galvanizing step can be performed.
  • the second cracking treatment step (S160) can be viewed as a hot-dip galvanizing step.
  • the cold-rolled steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath to form a hot-dip galvanizing layer.
  • the temperature of the plating bath may vary depending on the type and ratio of alloy elements for forming the plating layer and the composition of the cold rolled steel sheet, and may be, for example, 450°C to 480°C.
  • the cold rolled steel sheet is immersed in the plating bath and maintained for, for example, 30 seconds to 100 seconds. Under the above plating bath conditions, a hot-dip galvanized layer can be easily formed on the surface of the cold rolled steel sheet, and the adhesion of the plating layer can be excellent.
  • an alloying heat treatment step may be further performed on the cold rolled steel sheet on which the hot dip galvanized layer is formed.
  • the steel sheet that has completed plating and exited the plating bath may be put into a heat treatment device to perform alloying heat treatment.
  • the alloying heat treatment may be performed, for example, at a temperature of 500°C to 600°C, maintained for, for example, 1 second to 20 seconds.
  • the hot-dip zinc plating layer can be stably grown during alloying heat treatment, and the adhesion of the plating layer can be excellent. If the alloying heat treatment temperature is less than 500°C, alloying may not proceed sufficiently and the soundness of the hot-dip galvanized layer may deteriorate.
  • the alloying heat treatment temperature exceeds 600°C, changes in material may occur as the temperature goes into the ideal temperature range.
  • the steel sheet undergoes a third cooling step (S170), and therefore austenite is transformed into martensite in this step.
  • the third crack treatment step (S180) is performed. Since the third crack treatment step (S180) has already been described above, the description is omitted here to avoid duplication.
  • Tables 1 and 2 Steel materials having the compositions (unit: weight %) shown in Tables 1 and 2 below were prepared. The remainder in Tables 1 and 2 consists of iron (Fe) and impurities that are inevitably contained in the steelmaking process. The unit of content of each ingredient is weight%.
  • steel grade A, steel grade B, steel grade D, and steel grade E satisfy the composition range of the present invention.
  • Steel grade C has the difference that the silicon content is lower than the lower limit of the composition range of the present invention, and the manganese content is higher than the upper limit of the composition range of the present invention.
  • Steel grades A to E were subjected to hot rolling and cold rolling processes to form cold rolled steel sheets, respectively.
  • Table 3 shows hot rolling process condition values for ultra-high tensile cold rolled steel sheets in experimental examples.
  • Experimental Examples 1 to 10 were manufactured by satisfying the hot rolling process conditions presented in the present invention. However, in Experimental Examples 5, 6, 9, and 10, softening heat treatment was further performed at 600°C for 2 hours.
  • Table 4 shows the heat treatment process condition values after cold rolling in experimental examples.
  • Experimental Example 2 has a difference in that the tertiary cooling temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention
  • Experimental Example 3 has a difference in that the tertiary cracking temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention
  • Experimental Example 4 has a difference in that the tertiary cracking temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention.
  • the first cracking temperature is lower than the lower limit of the process range of the present invention
  • the third cracking temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention.
  • Experimental Example 5 shows that the third cracking temperature is lower than the lower limit of the process range of the present invention.
  • Experimental Example 1 which satisfied all the process conditions presented in the present invention, had tensile strength (TS), elongation (EL), and hole expandability (HER) and the product of tensile strength, elongation, and hole expandability (TS ⁇ EL ⁇ HER/1000) satisfied the target range of the present invention.
  • Table 6 shows the microstructure of experimental examples, the area fractions of ferrite, retained austenite, bainite, fresh martensite (FM), and tempered martensite (TM), and the area ratio of fresh martensite (FM). is divided by the area ratio of tempered martensite (TM) (FM/TM) and represents the number of tempered martensites with a size of 5 ⁇ m or more.
  • Experimental Example 1 Experimental Example 7, Experimental Example 9, and Experimental Example 10 are embodiments of the present invention, each of ferrite, retained austenite, bainite, fresh martensite (FM), and tempered martensite (TM).
  • the target range of the present invention was satisfied with respect to area fraction, number of tempered martensites larger than 5 ⁇ m, and FM/TM ratio.
  • Experimental Example 3 had a difference in that the 3rd cracking temperature was higher than the upper limit of the process range of the present invention, and the area fraction of ferrite was higher than the upper limit of the target range of the present invention, so the mechanical properties were lower than the target range. indicated.
  • Experimental Example 6 had a lower silicon content and a higher manganese content compared to the composition of the present invention, and the tertiary crack holding time was lower than the lower limit of the process range of the present invention. As a result, sufficient tempering did not occur, and the FM/TM ratio was higher than the upper limit of the target range of the present invention, and accordingly, the elongation and TS ⁇ EL ⁇ HER/1000 were lower than the lower limit of the target range of the present invention. The value is shown.
  • Experimental Example 8 shows that as the tertiary cracking temperature is higher than the upper limit of the process range of the present invention, the area fraction of bainite is higher than the upper limit of the target range of the present invention due to excessive tempering, and thus, compared to the target range of the present invention, It showed low tensile strength and TS ⁇ EL ⁇ HER/1000 values.

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Abstract

본 발명은, 강도와 연성이 균형적으로 개선된 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 850 MPa 이상, 인장 강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀확장성(HER): 25% 이상, 및 TS × EL × HER/1000: 500 이상을 만족한다.

Description

초고장력 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명의 기술적 사상은 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강도와 연성이 균형적으로 개선된 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업은 자동차 경량화와 충돌 안전성 확보 등과 같은 모순된 목표를 만족시키기 위해 다양한 초고장력 강판이 자동차에 적용 중이다. 일반적인 초고장력 강판은 강도가 높을수록 연성은 저하되는 경향을 보이는데, 위 목표를 만족시키기 위해 강도와 연성을 같이 향상시켜야 하는 상황이다.
1.0GPa급 이상의 초고장력 도금강판을 제조하는 통상의 방법으로는 연속 열처리 라인(Continuous Annealing Line, CAL)에서 열처리 하거나 혹은 연속 용융아연도금라인(Continuous Galvanizing Line, CGL)에서 용융도금한 냉연 강판을 최종 냉각 시 마르텐사이트 변태 시작온도(Ms) 이하까지 냉각하여 마르텐사이트를 생성시킴으로써 강도를 확보하는 방법이 제시되어 있다. 그러나, 이때 생성되는 마르텐사이트는 주로 프레쉬(fresh) 마르텐사이트이며, 이러한 프레쉬 마르텐사이트는 철계 탄화물을 포함하지 않는 퀜칭 상태의 마르텐사이트이므로 강도 향상에는 기여하지만 내수소취화 특성이나 인성을 대폭으로 열화시킨다. 상기 마르텐사이트를 템퍼링 처리하여 형성한 템퍼드 마르텐사이트는 철계 탄화물을 포함하는 조직으로, 내수소취화 특성 및 인성 향상에 기여할 수 있다.
이러한 템퍼드 마르텐사이트를 제조하기 위하여, 소둔 열처리를 수행한 후, 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 이하의 온도까지 냉각한 후 다시 재가열을 실시하여 템퍼링을 수행한 후 냉각한다. 도금 냉연강판의 경우에는 템퍼링이 완료된 냉연강판을 용융 아연 도금욕에 침지하고 도금하여 제조할 수 있으며, 추가적으로 도금된 냉연강판을 합금화 공정을 거친 후 최종 냉각시 상온까지 냉각하여 초고장력 도금냉연강판을 제조한다. 그러나 이러한 제조 방법은 급속 냉각 설비 및 재가열 설비를 구성하기 위하여 기존 설비를 개조하거나 신규 라인을 건설할 필요가 있으며, 또한 도금 및 합금화 처리 과정에서 이전 냉각 공정에서 생성된 마르텐사이트가 과잉으로 템퍼링되어 재질이 열화되고, 잔류 오스테나이트 또한 안정도가 떨어져 TRIP 효과를 기대할 수 없는 경우가 발생할 우려가 있다. 선행기술문헌으로 한국특허출원번호 제2014-7010908호가 있다.
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 강도와 연성이 균형적으로 개선된 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 850 MPa 이상, 인장 강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀확장성(HER): 25% 이상, 및 TS × EL × HER/1000: 500 이상을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가지고, 상기 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20% 범위이고, 상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은 5% ~ 20% 범위이고, 상기 베이나이트의 면적분율은 5% ~ 20% 범위이고, 상기 프레쉬 마르텐사이트와 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율의 합은 나머지 면적분율일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼드 마르텐사이트(TM)에 대한 상기 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 비율(FM/TM)은 0.1 ~ 0.6일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼트 마르텐사이트 내의 철계 탄화물의 개수 밀도는 1.0 × 106 (개/mm2) 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 상기 템퍼트 마르텐사이트의 결정립 크기는 5 μm 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판은, 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고장력 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 합금 조성을 가지는 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3 - 30℃ ~ 900℃의 1차 균열온도에서 30초 ~ 200초 동안 1차 균열 처리하는 단계; 상기 1차 균열 처리된 냉연강판을 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각 속도로 620℃ ~ 720℃의 1차 냉각온도까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 냉연강판을 15℃/초 ~ 100℃/초의 냉각 속도로 250℃ ~ 480℃의 2차 냉각온도까지 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 냉연강판을 250℃ ~ 480℃의 2차 균열온도에서 50초 ~ 300초 동안 2차 균열 처리하는 단계; 상기 2차 균열 처리된 냉연강판을 150℃ 이하의 3차 냉각온도까지 3차 냉각하는 단계; 및 상기 3차 냉각된 냉연강판을 150℃ ~ 300℃의 3차 균열온도에서 100초 ~ 30000초 동안 3차 균열 처리하는 단계; 를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연강판을 제조하는 단계는, 상기 합금 조성을 갖는 강재를 1,150℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 10℃/초 ~ 50℃/초의 냉각 속도로 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각된 강재를 500℃ ~ 700℃의 권취온도에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열간압연하는 단계는, 1,000℃ ~ 1,150℃에서 수행되고, 마지막 패스에서 압하율이 40% ~ 50%인 조압연 단계; 및 880℃ ~ 980℃의 마무리압연 종료온도로 수행되고, 최종 3단 압연롤에서의 압연은 1020℃ 이하에서 압하율의 합계가 40％ 이상이 되도록 수행되며, 1패스 때의 압하량이 40% ~ 60% 범위를 가지는 마무리 압연 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열간압연하는 단계는, 상기 마무리 압연 단계에 있어서, 최종 3단의 압연롤의 강판 통과 시간은 2.0 초 이하(0 초과) 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 마무리 압연으로부터 상기 열간압연된 강재의 냉각 개시까지의 경과 시간은 1.5초 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연강판을 제조하는 단계를 수행한 후에, 상기 열연강판을 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서 연화 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 2차 균열 처리하는 단계 이후에, 상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 2차 균열 처리하는 단계는, 상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 용융아연도금하는 단계 이후에 합금화 처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 연속열처리 공정 혹은 연속 용융 아연 도금 열처리 공정에 있어서, 소둔 열처리, 도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후에, Ms 이하까지 냉각함으로써 마르텐사이트를 생성시킨 후, 재가열 및 등온 유지를 실시함으로써 마르텐사이트를 적절하게 템퍼링함과 함께, 잔류 오스테나이트를 안정화시켜 마르텐사이트가 과잉으로 템퍼링되지 않게 되므로, 강도와 연성이 균형적으로 개선된 초고장력 냉연강판을 제공할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 용융도금 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예를 따르는 초고장력 냉연강판의 시간에 따른 열처리 이력을 나타낸 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예를 따르는 초고장력 용융도금 냉연강판의 시간에 따른 열처리 이력을 나타낸 그래프이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 연속열처리 공정 혹은 연속 용융 아연 도금 열처리 공정에 있어서, 소둔 열처리, 도금 처리 또는 도금 합금화 처리 후에, Ms 이하까지 냉각하여 프레쉬 마르텐사이트를 생성시킨 후, 재가열 및 등온유지를 통해 템퍼링함으로써 프레쉬 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 변화시킨다.
템퍼드 마르텐사이트는 강도와 인성의 밸런스가 우수한 조직이나, 크기가 크거나, 템퍼드 마르텐사이트 내에 존재하는 철기 탄화물이 조대해지면 인성이 열화될 수 있다. 이에 본 발명에서는 이를 방지하기 위하여, 소둔 열처리 공정에서 적절한 온도역에서 등온 유지를 수행하여 베이나이트를 일정량으로 생성시킨다. 생성된 베이나이트는 오스테나이트를 분단시키게 되고, 따라서 후속의 냉각에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태될 때, 마르텐사이트의 크기가 감소되는 효과가 있고, 이에 따라 템퍼링 처리 후 형성되는 템퍼링 마르텐사이트의 크기 또한 감소된다.
이와 함께, 소둔 열처리 후에 템퍼링 공정 조건을 제어하여, 템퍼드 마르텐사이트가 생성될 때 철계 탄화물이 지나치게 많이 형성되지 않도록 그 갯수 또는 밀도를 제어함으로써 원하는 성능을 확보할 수 있다.
또한 최종 강판의 성형성 향상을 위해서는 열연 공정에서 망간(Mn) 등의 편석을 최대한 억제하여 균일한 조직을 얻어야 한다. 이를 위하여, 조압연 및 마무리 압연의 온도, 압하율 등의 제어하여 망간의 편석을 최대한 억제할 필요가 있다.
이하에서는 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고장력 냉연강판에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
본 발명의 일실시예에 따른 초고장력 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
상기 초고장력 냉연강판은 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%를 더 포함할 수 있다. 상기 초고장력 냉연강판은 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함할 수 있다.
이하, 본 발명에 따른 초고장력 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.1% ~ 0.3%
탄소는 강판의 강도 확보 및 미세조직 제어를 위해 첨가한다. 상기 탄소의 함량이 0.1% 미만인 경우에는, 목표강도를 얻기 어렵다. 상기 탄소의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는, 연신율과 홀확장성 등의 성형성을 저하시키고, 또한 점 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 탄소의 함량을 강판 전체 중량의 0.1% ~ 0.3%로 첨가하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%
실리콘은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 상기 실리콘의 함량이 1.0% 미만인 경우에는, 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 상기 실리콘의 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는, Mn2SiO4 등과 같은 산화물을 형성하여 도금성이 저해되고, 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘의 함량을 강판 전체 중량의 1.0% ~ 2.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%
망간은 고용강화 효과가 있고, 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여할 수 있다. 망간 함량에 따라 강도와 인성 및 항복비를 제어할 수 있으나, 다량 첨가시 MnS 개재물 형성과 주조시 중심편석을 유발하여 강의 인성을 떨어뜨리게 된다. 상기 망간의 함량이 1.5% 미만인 경우에는, 소입성이 충분하지 않아 강도확보가 어려우며 망간 첨가 효과가 불충분하다. 상기 망간의 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는, MnS 등 개재물의 형성하거나 편석으로 인한 성형성 저하와 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 망간의 함량을 강판 전체 중량의 1.5% ~ 3.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%
알루미늄은 탈산제로 사용되고, 페라이트를 청정화 하는데 도움이 될 수 있다. 알루미늄의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 슬라브 제조 시 AlN을 형성하여 주조 또는 열연 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 알루미늄의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%
티타늄, 바나듐, 및 니오븀은 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 주요 원소이다. 상기 티타늄, 바나듐, 및 니오븀의 첨가 목적은 석출물 형성에 따른 초기 오스테나이트 결정립 미세화를 통한 잔류 오스테나이트 안정도 확보 및 강도 향상, 페라이트 결정립 미세화 및 페라이트 내 석출물의 존재에 의한 석출 경화에 있다. 티타늄, 바나듐, 및 니오븀의 함량의 총합이 0.05%를 초과하는 경우에는, 재질 저하 및 제조 원가 상승을 야기할 수 있다. 따라서, 티타늄, 니오븀 및 바나듐의 함량의 총합은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.05%인 것이 바람직하다.
상기 강판은 티타늄, 니오븀 및 바나듐 중 적어도 어느 하나를 포함할 수 있다. 이에 따라 상기 티타늄은 강판 전체 중량의 0% ~ 0.05%일 수 있고, 상기 니오븀은 강판 전체 중량의 0% ~ 0.05%일 수 있고, 상기 바나듐은 강판 전체 중량의 0% ~ 0.05%일 수 있다.
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 총합: 0% 초과 ~ 1.0%
크롬 및 몰리브덴은 소입 원소로 작용하여 이상조직 형성에 기여한다. 상기 크롬과 몰리브덴의 총합이 1.0%를 초과하는 경우에는, 효과가 수렴하게 되고, 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 크롬과 몰리브덴의 총합은 강판 전체 중량의 0% ~ 1.0%인 것이 바람직하다.
상기 강판은 크롬 및 몰리브덴 중 적어도 어느 하나를 더 포함할 수 있다. 이에 따라 상기 크롬은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 1.0%일 수 있고, 상기 몰리브덴은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 1.0%일 수 있다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.02%
인은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 다량 함유 시 저온취성이 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.005%
황은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, FeS, MnS 등과 같은 비금속 개재물을 형성하여 인성과 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%
질소는 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어 연성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 질소의 함량은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.006%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 초고장력 냉연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 제조방법을 통해 제조된 초고장력 냉연강판은, 예를 들어 항복강도(YS): 850 MPa 이상, 인장 강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀확장성(HER): 25% 이상, 및 TS × EL × HER/1000: 500 이상을 만족할 수 있다. 상기 초고장력 냉연강판은, 예를 들어 항복강도(YS): 850 MPa ~ 1,000 MPa, 인장 강도(TS): 1180 MPa ~ 1300 MPa, 연신율(EL): 14% ~20%, 홀확장성(HER): 25% ~ 40%, 및 TS × EL × HER/1000: 500 ~ 900을 만족할 수 있다.
여기에서, "TS × EL × HER/1000"는 인장강도, 연신율, 및 홀확장성을 모두 곱하고 1000으로 나눈 값을 의미한다.
상기 초고장력 냉연강판은, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다.
상기 페라이트의 면적분율은, 예를 들어 10% ~ 20% 범위일 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은, 예를 들어 5% ~ 20% 범위일 수 있다. 상기 베이나이트의 면적분율은, 예를 들어 5% ~ 20% 범위일 수 있다. 나머지 면적분율을 마르텐사이트로 이루어지며, 상기 마르텐사이트는 프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 모두 포함한다. 상기 면적분율은 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다.
상기 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 면적비율을 상기 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 면적비율로 나눈 값(FM/TM)은 0.1 초과 0.6 이하의 범위 일 수 있다.
상기 템퍼트 마르텐사이트 내의 철계 탄화물의 개수 밀도는, 예를 들어 1.0 × 106 (개/mm2) 이상일 수 있고, 예를 들어 1.0 × 106 ~ 20 × 106 (개/mm2) 일 수 있다.
상기 템퍼트 마르텐사이트의 결정립 크기는, 예를 들어 5 μm 이하일 수 있고, 예를 들어 1 μm ~ 5 μm 일 수 있다. 상기 이때 결정립 크기는 EBSD를 이용하여 10도 이상의 방위차를 갖는 경계로 둘러싸인 영역의 원상당 직경으로 측정한 것이며, 결정립 입경으로 지칭할 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 초고장력 냉연강판의 제조방법에 관하여 설명한다.
초고장력 냉연강판의 제조방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도로서, 비도금 냉연강판의 제조방법에 대한 것이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 냉연강판의 제조방법은, 열연강판 제조 단계(S110), 냉연강판 제조 단계(S120), 1차 균열 처리 단계(S130), 1차 냉각 단계(S140), 2차 냉각 단계(S150), 2차 균열 처리 단계(S160), 3차 냉각 단계(S170) 및 3차 균열 처리 단계(S180)를 포함한다.
열연강판 제조단계(S110)
열연강판 제조단계(S110)에서는, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 준비한다. 상기 강재는 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
상기의 강재를, 예를 들어 슬라브 판재를, 예를 들어 1,150℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서, 예를 들어 1시간 ~ 5시간 동안 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있으며 이에 따라 강재가 균질화되고 열간압연이 가능한 상태가 된다. 상기 재가열 온도가 1,150℃ 미만인 경우에는, 주조시 편석된 성분들이 충분히 재고용되지 못하여 고르게 분포되지 않을 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,250℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립이 조대화되어 항복 강도 저하의 원인이 될 수 있다. 또한, 재가열 온도가 올라갈수록 가열 비용 및 열간압연 온도를 맞추기 위한 추기 시간 소요 등으로 제조 비용 상승 및 생산성 저하를 야기하는 문제점이 있다. 재가열 시간이 1시간 미만인 경우에는, 편석대 감소가 충분하지 않을 수 있고, 5시간을 초과하는 경우에는 결정립 크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다.
이어서, 재가열된 상기 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연은 조압연 및 마무리 압연으로 연속적으로 수행될 수 있다. 상기 열간압연 단계에 의하여, 상기 강재는 열연강재를 형성할 수 있다. 상기 열연강재는 열연강판일 수 있다.
상술한 바와 같이, 최종 강판의 성형성 향상을 위해서는 열연 공정에서 망간(Mn) 등의 편석을 최대한 억제하여 균일한 조직을 얻어야 한다. 이를 위하여, 조압연 및 마무리 압연의 온도, 압하율 등의 제어 조건을 적절히 제어하여 상기 망간 편석을 제어하고 띠형태의 밴드 조직의 형성을 억제하여 망간을 균일하게 확산시킴으로써, 최종 템퍼링 열처리 후 경도가 균일한 경질상을 포함하는 초고장력강을 제조할 수 있다.
이를 위해 상기 조압연 단계는, 예를 들어 1,000℃ ~ 1,150℃에서 수행될 수 있다. 조압연은 조압연 롤을 앞뒤로 왕복하면서 복수의 패스에 걸쳐 수행될 수 있으며, 이때 마지막 패스에서의 압하율은 40% 이상, 예를 들어 40% ~ 50% 범위를 가질 수 있다. 조압연 단계에서 마지막 패스에서의 압하율을 40% 이상으로 높게 함으로써, 오스테나이트를 미세화할 수 있으며, 망간(Mn)의 편석을 감소시킬 수 있다.
또한 상기 마무리 압연 단계에 있어서는 최종 3단 압연롤에서의 압연을 1020℃ 이하, 예를 들어, 880℃ ~ 1020℃ 범에서 수행하되, 1번째 패스의 압하량은 40% 이상이고, 최종 3단 압연롤에서의 합계 압하율은 40% ~ 60%가 되도록 제어되어야 한다. 이때 최종 3단 압연롤의 강판 통과 시간은 가능한 빠르게 수행되어어야 하며, 예를 들어, 2.0초 이하(0 초과)로 제어되어야 한다. 이러한 마무리 압연 단계에서의 압하율 제어를 통해 망간(Mn) 및 인(P)의 편석이 감소될 수 있다.
마무리 압연의 종료온도는 880℃ ~ 980℃의 범위를 가진다. 상기 마무리 압연 종료온도가 880℃ 미만인 경우에는, 압연부하가 급격히 증가하여 생산성이 저하될 수 있다. 상기 마무리 압연 종료 온도가 980℃를 초과하는 경우에는, 결정립이 조대화되어 최종 강재의 강도 저하가 발생할 수 있다.
이어서, 상기 열간압연된 강재를 냉각한다. 마무리 압연의 최종 패스 후 냉각 개시까지의 경과 시간은 가능한 빠르게 수행되는 것이 바람직하며, 예를 들어, 경과 시간은 1.5초 이하(0 초과)로 제어되어야 한다 상기 냉각은 공냉 또는 수냉 모두 가능하며, 예를 들어 10℃/초 ~ 50℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 상기 냉각은, 예를 들어 500℃ ~ 700℃의 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/초 미만일 경우에는 석출물의 평균입자 크기가 증가되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 50℃/초를 초과할 경우에는 강재 조직이 경해져서 충격인성이 저하될 수 있다.
이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 500℃ ~ 700℃ 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는, 마무리 압연온도와 권취 온도의 급격한 차이로 인해 강재의 표면 품질이 저하될 수 있고, 강도가 증가하여 냉간 압연 시 압연부하가 증가할 수 있다. 상기 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는, 탄질화물 원소를 고용상태로 유지할 수 없고, 원하지 않는 석출물로서 형성될 수 있고, 표면 산화 등으로 후 공정에서 불량이 발생될 수 있다. 상기 권취된 강재는 상온으로 냉각될 수 있다.
연화 열처리 단계
선택적으로, 상기 열연강판을 제조하는 단계를 수행한 후에, 상기 열연강판을, 예를 들어 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서, 예를 들어 1 시간 ~ 10 시간 동안 연화 열처리할 수 있다. 상기 연화 열처리 단계는, 열간 압연 후 냉간 압연 전에 열연강판의 미세 조직의 영향을 효과적으로 제어할 수 있다.
통상적으로 열간 압연공정에서 권취 온도의 변화에 따라 열연강판의 미세 조직 및 물성에 영향을 미친다. 또한, 권취 이후 코일의 냉각 속도에 따라서도 동일한 영향을 미칠 수 있다. 상기 권취 온도의 경우, 강판 전체 폭/길이 방향에 대하여 균일하게 제어하기가 어렵고, 또한, 권취 이후에 야드에서 냉각 시 계절적 요인이나 주변 코일의 적치 여부 등에 의하여 냉각 속도의 변화가 발생할 수 있어, 열연강판의 재질 편차가 심하게 발생하는 경우가 있다. 이러한 열연강판의 물성 변화에 의하여 후속되는 냉간압연 공정에서도 그 영향이 지속적으로 나타나므로, 최종 제품의 품질에 미치는 영향이 크다. 이러한 열연강판의 재질 편차 혹은 미세조직의 영향을 제거하고자, 상기 연화 열처리 단계를 실시할 수 있다.
상기 연화 열처리에 의하여, 상기 열연강판은 연질화될 수 있고, 후속의 냉간 압연에서 압연 하중이 줄어 들고, 고장력강을 냉간 압연하는 경우에 흔히 발생하는 두께 편차를 감소시킬 수 있고, 형상 제어를 용이하게 수행할 수 있다.
상기 연화 열처리 온도가 500℃ 미만인 경우에는, 열연강판이 충분히 연질화되지 않으며, 최종적으로 얻어지는 냉연강판에 대한 열간 압연 후의 조직의 영향을 제거할 수 없다. 또한, 상기 연화 열처리 후의 조직이 불균일한 조직으로 형성될 수 있다.
상기 연화 열처리 온도가 650℃를 초과하는 경우에는, 불균일한 오스테나이트 상이 만들어지고, 냉각 과정에서 불필요한 상들이 생성되어 최종 생산 강판의 소둔 조건에 영향을 미칠 수 있다.
또한, 600℃ 이상에서 장시간의 연화 열처리를 수행하면, 열처리 중에 다양한 합금 탄화물이 석출되고, 그 후의 연속 어닐링 중에 이들 합금 탄화물의 재용해가 곤란해져, 원하는 기계 특성이 얻어지지 않게 될 가능성이 있으므로, 연화 열처리 시간은 10시간 이내로 수행하는 것이 바람직하다.
냉연강판 제조단계(S120)
냉연강판 제조단계(S120)에서는, 상기 열연강판을 사용하여 최종 생산 강판의 두께를 맞추기 위해 수행한다. 상기 권취된 열연강판을 산으로 세정하는 산세 처리를 수행한다. 이어서, 상기 산세 처리된 열연강판을 40% ~ 60%의 냉간 압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 형성한다. 상기 냉간 압하율이 40% 미만일 경우에는 후속의 균열 처리에서 재결정을 위한 핵생성양이 적기 때문에 균열 처리시 결정립이 과도하게 성장하여 강도가 급격히 저하될 수 있다. 상기 냉간 압하율이 60%를 초과하는 경우에는, 핵생성 양이 지나치게 많아져 균열 처리에 의하여 형성되는 결정립이 오히려 너무 미세하여 연성이 감소하며, 성형성이 저하될 수 있다.
냉간압연이 완료된 후 소정의 열처리 과정을 거쳐 목표로 하는 최종 미세조직을 얻을 수 있다. 도 3은 본 발명의 일 실시예를 따르는 초고장력 냉연강판의 열처리 이력을 나타낸 그래프이다. 이하 도 1 및 도 3을 참조하여 냉연 강판의 열처리 단계에 대해서 상세히 설명한다.
1차 균열 처리 단계(S130)
1차 균열 처리 단계(S130)에서는, 상기 냉연강판을 통상의 서냉각 구간이 있는 연속 소둔로에서 균열 처리할 수 있다. 상기 1차 균열 처리에서는, 상기 냉연강판을 예를 들어 1℃/초 이상의, 예를 들어 1℃/초 ~ 10℃/초의 승온속도로, 예를 들어 Ac3-30℃ ~ 900℃의 1차 균열온도로 가열한다. 상기 1차 균열온도에서, 예를 들어 30초 ~ 200초 동안 유지한다. 상기 1차 균열 처리에 의하여 목표하는 오스테나이트 분율을 확보할 수 있다. 상기 1차 균열 처리 온도가 Ac3-30℃ 미만이거나 유지시간이 30초 미만인 경우에는, 충분한 오스테나이트를 형성하기 어렵고, 페라이트 분율이 높아져 강도 저하가 발생할 수 있다. 상기 1차 균열 처리 온도가 900℃를 초과하거나 유지시간이 200초를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화되거나 생산성이 지나치게 저하될 수 있다.
1차 냉각 단계(S140)
1차 냉각 단계(S140)에서는, 상기 1차 균열 처리된 냉연강판을, 예를 들어 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각속도로, 예를 들어 620℃ ~ 720℃의 1차 냉각온도까지 1차 냉각을 수행한다. 상기 냉각은 공냉 방식 또는 수냉 방식으로 수행될 수 있다. 상기 1차 냉각은 서냉 단계로 지칭될 수 있다. 상기 1차 냉각은 최종 미세조직 내에 일정량의 페라이트를 확보하게 하여 소성을 확보하기 위하여 수행된다. 상기 1차 냉각 온도가 620℃ 미만인 경우에는, 페라이트 변태가 지나치게 발생하여 강도 저하가 발생할 수 있다. 상기 1차 냉각 온도가 720℃를 초과하는 경우에는, 후속의 2차 냉각 구간의 온도차이가 크게 증가하여 품질문제가 발생하거나 생산성이 저하될 수 있다.
2차 냉각 단계(S150)
2차 냉각 단계(S150)에서는, 상기 1차 냉각된 냉연강판을, 예를 들어 15℃/초 ~ 100℃/초의 냉각속도로, 예를 들어 250℃ ~ 480℃의 2차 냉각온도까지 2차 냉각을 수행한다. 상기 2차 냉각은 급랭 단계로 지칭될 수 있다. 상기 2차 냉각 중에 추가적인 페라이트 변태를 억제하여야 한다.
2차 균열 처리 단계(S160)
2차 균열 처리 단계(S160)에서는, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 250℃ ~ 480℃의 2차 균열온도에서 50초 ~ 300초 동안 2차 균열 처리한다. 2차 균열 처리 단계에는 250℃ ~ 480℃ 온도 범위에서 등온 유지를 수행하여 베이나이트를 일정량으로 생성시킨다. 이때 생성된 베이나이트는 오스테나이트를 분단시키게 되고, 따라서 후속의 냉각에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태될 때, 마르텐사이트의 크기가 감소되는 효과가 있고, 이에 따라 템퍼링 처리 후 형성되는 템퍼드 마르텐사이트의 크기 또한 감소되어 템퍼드 마르텐사이트의 미세화에 기여할 수 있다.
3차 냉각 단계(S170)
3차 냉각 단계(S170)에서는, 상기 냉연강판을, 예를 들어 상온(0℃ ~ 40℃) ~ 150℃의 3차 냉각온도까지 3차 냉각을 수행한다. 3차 냉각 단계(S170)는 Ms 이하의 온도까지 냉각됨에 따라 오스테나이트가 프레쉬 마르텐사이트로 변태된다.
3차 균열 처리 단계(S180)
3차 균열 처리 단계(S180)에서는, 상기 3차 냉각된 냉연강판을, 예를 들어 1℃/초 이상의, 예를 들어 1℃/초 ~ 10℃/초의 승온속도로, 예를 들어 150℃ ~ 300℃의 3차 균열온도로 가열하고, 상기 1차 균열온도에서, 예를 들어 100초 ~ 30000초 동안 유지한다. 상기 3차 균열 처리 단계에서는, 상기 2차 냉각에서 생성된 프레쉬 마르텐사이트가 템퍼드 마르텐사이트로 변태하고, 탄화물의 갯수가 제어될 수 있고, 잔류 오스테나이트 내에 탄소를 농축하여 안정화될 수 있다. 이에 따라 고강도와 고연신율을 확보할 수 있고, 최종 미세조직을 구성을 유지할 수 있다. 상기 3차 균열 처리 온도가 150℃ 미만이거나 유지시간이 100초 미만인 경우에는, 마르텐사이트의 템퍼링 처리가 부족하게 되거나 잔류 오스테나이트의 안정화가 부족하게 될 수 있다. 상기 3차 균열 처리 온도가 300℃를 초과하거나 유지시간이 30000초를 초과하는 경우에는, 마르텐사이트의 템퍼링 처리가 과도하게 되어 강도 저하가 발생할 수 있고, 또한 잔류 오스테나이트의 상변태가 진행되어 성형성이 저하될 수 있다.
3차 균열 처리 단계(S180)가 완료된 후 상기 냉연강판을 1℃/초 ~ 100℃/초의 냉각속도로 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃의 온도로 냉각시킨다.
본 발명의 실시예에 의할 경우, 1차 균열 처리 단계(S130) 이후 서냉 단계를 거쳐 급냉 단계에서 바로 Ms 이하의 온도로 강하시키지 않고 중간에 2차 균열 처리를 거쳐 소정의 함량을 가지는 베이나이트를 형성한 후 Ms 이하로 냉각하는 단계가 수행된다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고장력 용융도금 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이며, 도 4는 본 발명의 일 실시예를 따르는 초고장력 용융도금 냉연강판의 시간에 따른 열처리 이력을 나타낸 그래프이다. 도 4에는 용융아연도금 단계(S161) 및 합금화 단계(S162)가 모두 나타나 있다.
본 실시예의 경우, 단계(S110) 내지 단계(S150)는 상술한 비도금 초고장력 냉연강판의 제조방법과 동일하다.
본 실시예의 경우, 도 4에 도시된 바와 같이, 2차 균열 처리가 완료된 냉연 강판은 아연 도금조로 투입되어 용융아연도금단계가 수행된다(도 2의 S161).
혹은 2차 균열 처리 온도에 도달한 후 즉시 아연 도금조로 투입되어 용융아연도금단계가 수행될 수 있다. 이 경우에는 2차 균열 처리 단계(S160)는 용융아연도금단계로 볼 수 있다.
필요에 따라 추가적으로 용융아연도금 단계 후에 합금화 단계(도 4의 S165)를 수행하여 용융아연도금 강재 및 합금화 용융아연도금 강재로 형성될 수 있다.
용융아연도금 단계(S161)
용융아연도금 단계에서는, 상기 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 수행한다. 상기 도금욕의 온도는 도금층을 구성하기 위한 합금 원소의 종류 및 비율, 냉연강판의 성분계에 따라 달라질 수 있고, 예를 들어 450℃ ~ 480℃ 일 수 있다. 상기 냉연강판을 상기 도금욕에 침지하여, 예를 들어 30초 ~ 100초 동안 유지한다. 상기 도금욕 조건에서 냉연강판 표면에 용융아연도금층이 용이하게 형성되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다.
도 4에는 용융도금단계와 합금화단계가 같이 도시되어 있으나, 용융아연도금 단계 이후에 합금화 단계가 수행되지 않을 경우에는 도금이 완료되어 도금조를 빠져나온 강판은 바로 3차 냉각 단계(S170)가 수행되며 따라서 본 단계에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태된다. 이후 3차 균열 처리 단계(S180)가 수행되며, 3차 균열 처리 단계(S180)에 대해서는 이미 위에서 설명한 바 있음으로 중복을 피하기 위해 여기서는 설명을 생략한다.
합금화 단계(S165)
필요한 경우, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계를 더 수행할 수 있다. 합금화 단계가 수행되기 위하여 도금이 완료되어 도금조를 빠져나온 강판은 열처리장치 투입되어 합금화 열처리가 수행될 수 있다. 상기 합금화 열처리는, 예를 들어 500℃ ~ 600℃의 온도에서, 예를 들어 1초 ~ 20초 동안 유지하여 수행될 수 있다. 상기 조건으로 합금화 열처리시 용융아연도금층이 안정적으로 성장되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 500℃ 미만인 경우에는, 합금화가 충분히 진행되지 못해 용융아연도금층의 건전성이 저하될 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 600℃를 초과하는 경우에는, 이상역 온도 구간으로 넘어가게 되면서 재질의 변화가 발생할 수 있다. 합금화 열처리가 완료된 후 강판은 3차 냉각 단계(S170)가 수행되며 따라서 본 단계에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태된다. 이후 3차 균열 처리 단계(S180)가 수행되며, 3차 균열 처리 단계(S180)에 대해서는 이미 위에서 설명한 바 있음으로 중복을 피하기 위해 여기서는 설명을 생략한다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
하기 표 1 및 표 2의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강재를 준비하였다. 표 1 및 표 2에서 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다. 각각의 성분의 함량 단위는 중량%이다.
강종 C Si Mn P S Al N Cr
A 0.163 1.02 2.66 0.011 0.0023 0.030 0.0037 0
B 0.230 1.88 2.02 0.009 0.0020 0.015 0.0024 0
C 0.116 0.63 3.32 0.016 0.0030 0.030 0.0025 0
D 0.212 1.49 2.17 0.012 0.0015 0.024 0.0031 0
E 0.186 1.81 2.76 0.014 0.0016 0.037 0.0033 0.04
강종 Nb Ti V B Ac1(℃) Ac3(℃) Ms(℃)
A 0 0 0.028 0.0005 724 843 361
B 0 0 0 0.0005 756 848 380
C 0 0 0 0.0005 706 793 389
D 0.012 0 0 0.0005 743 836 383
E 0.001 0.018 0.003 0.0007 747 852 376
표 1 및 표 2를 참조하면, 강종 A, 강종 B, 강종D 및 강종 E는 본 발명의 조성 범위를 만족한다. 강종 C는 실리콘의 함량이 본 발명의 조성 범위의 하한에 비하여 낮으며, 망간의 함량이 본 발명의 조성 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있다.
강종 A 내지 강종 E를 열간압연 및 냉간압연 공정을 수행하여 냉연강판을 각각 형성하였다.
표 3은 실험예들의 초고장력 냉연강판의 열연 공정 조건 값들을 나타낸다.
구분 강
종		 가열로 조압연 마무리 압연 권취 연화
열처리
슬라브 가열
온도
(℃)		 조압연
출측
온도
(℃)		 조압연 마지막
패스
압하율		 마무리
출측
온도
(℃)		 최종
3단
압하율
(%)		 1패스째 압하율
(%)		 마무리
압연완료~냉각개시시간
(초)		 냉각
속도
(℃/초)		 권취
온도
(℃)		 온도
(℃)
실험예1 A 1220 1090 42 960 45 41 0.88 50 600 -
실험예2 A 1220 1060 41 920 42 42 0.88 50 600 -
실험예3 B 1250 1010 40 940 53 46 0.88 50 600 -
실험예4 B 1250 1005 43 900 55 48 0.88 50 600 -
실험예5 C 1230 1005 45 900 48 52 0.88 50 570 600
실험예6 C 1230 1030 45 900 49 51 0.88 50 570 600
실험예7 D 1210 1050 41 940 45 43 0.88 50 530 -
실험예8 D 1210 1050 42 920 43 45 0.88 50 530 -
실험예9 E 1207 1080 45 957 49 46 0.88 50 500 600
실험예10 E 1205 1090 43 934 52 43 0.88 50 500 600
표 3을 참조하면, 실험예1 내지 실험예10은 본 발명에서 제시한 열연 공정 조건을 만족하여 제조되었다. 다만, 실험예5, 실험예6, 실험예9, 및 실험예10은 600℃에서 2 시간 동안 연화 열처리를 더 수행하였다.
표 4는 실험예들의 냉간압연 후 열처리 공정 조건 값들을 나타낸다.
구분 강종 1차
균열		 1차
냉각		 2차
냉각		 2차
균열		 도금 3차
냉각		 3차
균열
온도
(℃)		 유지
시간
(초)		 온도
(℃)		 속도
(℃/초)		 온도
(℃)		 속도
(℃/초)		 온도
(℃)		 유지 시간
(초)		 도금
온도
(℃)		 합금화온도
(℃)		 온도
(℃)		 온도
(℃)		 유지
시간
(초)
실험예1 A 825 90 680 10 380 30 380 150 460 501 50 280 200
실험예2 A 825 90 680 10 380 30 380 150 460 506 250 250 200
실험예3 B 840 90 680 10 400 50 400 200 460 512 50 400 200
실험예4 B 740 90 680 10 400 50 400 200 460 505 50 400 200
실험예5 C 810 90 680 10 400 30 400 250 460 503 50 410 400
실험예6 C 810 90 680 10 300 50 300 250 460 515 50 250 50
실험예7 D 830 90 680 10 390 30 390 200 460 511 50 280 20000
실험예8 D 830 90 680 10 390 30 390 20 460 516 50 400 50
실험예9 E 850 90 680 5 400 40 400 200 - -　 50 200 20000
실험예10 E 850 60 680 5 460 40 460 60 460 520 50 200 15000
표 4를 참조하면, 실험예1 내지 실험예10 중 실험예9는 최종 제품이 도금층이 형성되지 않은 냉연강판(CR)이었고, 나머지는 최종 제품이 합금화 용융아연도금강판(GA)이었다. 실험예1, 실험예7, 실험예9 및 실험예10은 본 발명에서 제시한 공정조건을 모두 만족하여 제조되었다. 표 4의 도금온도는 도금조에서의 용융아연온도를 의미한다.
실험예2는 3차 냉각 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있으며, 실험예3은 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있으며, 실험예4는 1차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮고, 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있으며, 실험예5는 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있으며, 실험예6은 3차 균열 유지시간이 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮은 상이점이 있으며, 실험예8은 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높고, 3차 균열 유지시간이 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮은 상이점이 있다.
표 5는 실험예들의 기계적 성질로서, 인장강도(TS), 연신율(EL), 홀확장성(HER) 및 인장강도, 연신율, 및 홀확장성의 곱(TS×EL×HER/1000)을 각각 측정한 결과를 나타낸다.
No 강종 도금유무 TS
(MPa)		 EL
(%)		 HER
(%)		 TS×EL×HER/1000
(MPa%2)		 비고
실험예1 A GA 1185 16 32 607 발명예
실험예2 A GA 1151 16 18 331 비교예
실험예3 B GA 1078 22 35 830 비교예
실험예4 B GA 690 30 20 414 비교예
실험예5 C GA 1036 17 21 370 비교예
실험예6 C GA 1280 8 20 205 비교예
실험예7 D GA 1230 16 33 649 발명예
실험예8 D GA 1320 14 15 277 비교예
실험예9 E CR 1223 14 35 599 발명예
실험예10 E GA 1219 15 28 512 발명예
표 5를 참조하면, 본 발명에서 제시한 공정조건을 모두 만족한 실험예1, 실험예7, 실험예9 및 실험예10은 인장강도(TS), 연신율(EL), 홀확장성(HER) 및 인장강도, 연신율, 및 홀확장성의 곱(TS×EL×HER/1000)에 대하여 본 발명의 목표 범위를 만족하였다.
이에 비해 본 발명에서 제시한 공정조건을 만족하지 못하는 실험예 2, 3, 4, 5, 6 및 8은 기계적 특성이 본 발명의 목표 범위를 만족하지 못하였다.
구체적으로, 실험예2, 4 및 5는 인장 강도 및 TS×EL×HER/100이 각각 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었고, 실험예3은 인장 강도가 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었으며, 실험예6은 연신율 및 TS×EL×HER/1000이 각각 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었고, 실험예8은 인장 강도는 본 발명의 목표 범위의 상한에 비해 상한이고 TS×EL×HER/1000이 각각 본 발명의 목표 범위의 하한에 비해 낮은 값을 나타내었다.
표 6은 실험예들의 미세조직을 나타낸 것으로서, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트(FM), 및 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 각각의 면적분율, 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 면적비를 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 면적비로 나눈 값(FM/TM ) 및 5 μm 이상 크기의 템퍼드 마르텐사이트의 갯수를 나타낸다.
No 강종 페라이트
(면적%)		 잔류오스테나이트
(면적%)		 템퍼드
마르텐
사이트
(면적%)		 프레시
마르텐
사이트
(면적%)		 베이나이트
(면적%)		 5㎛이상
템퍼트마르텐사이트
개수
(106개/mm2)		 FM/TM 비율 비고
실험예1 A 18 10 47 8 17 2 0.2 발명예
실험예2 A 18 10 25 17 30 0 0.7 비교예
실험예3 B 34 15 35 3 13 3 0.1 비교예
실험예4 B 77 2 5 5 11 0 1.0 비교예
실험예5 C 10 6 70 6 8 10 0.1 비교예
실험예6 C 10 3 10 70 7 10 7.0 비교예
실험예7 D 5 14 53 10 18 2 0.2 발명예
실험예8 D 5 12 15 45 23 3 3.0 비교예
실험예9 E 15 10 58 6 11 4 0.1 발명예
실험예10 E 14 10 52 6 18 2 0.1 발명예
실험예1, 실험예7, 실험예9 및 실험예10은 본 발명의 실시예들로서, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트(FM), 및 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 각각의 면적분율, 5 μm 이상의 템퍼드 마르텐사이트의 개수, 및 FM/TM 비율에 대하여 본 발명의 목표 범위를 만족하였다.
이에 비해 실험예2는 베이나이트의 함량 및 FM/TM 비율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높게 나타났다. 실험예 2는 3차 냉각 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 값을 나타내었으며 따라서 베이나이트의 함량이 상대적으로 높은 값을 가짐에 따라 기계적 강도나 낮게 나타나는 것으로 분석되었다.
실험예3은 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 상이점이 있었으며, 페라이트의 면적분율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높은 값을 나타내어 기계적 특성이 목표 범위에 비해 낮은 값을 나타내었다.
실험예4는 1차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮고, 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 공정조건이었으며, 이에 따라 페라이트의 면적분율이 77%로서 실질적으로 페라이트가 주상인 미세조직을 나타냄에 따라 매우 낮은 인장강도 및 TS×EL×HER 값을 나타내었다.
실험예5는 본 발명의 조성과 비교하여 실리콘의 함량이 낮고 망간의 함량이 높았으며, 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높은 값을 나타내었다. 이에 FM/TM의 낮은 값을 나타내었으며, 인장 강도 및 TS×EL×HER/1000이 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었다.
실험예6은 본 발명의 조성과 비교하여 실리콘의 함량이 낮고 망간의 함량이 높았으며, 3차 균열 유지시간이 본 발명의 공정 범위의 하한에 비하여 낮았다. 이에 충분한 템퍼링이 일어나지 않아, FM/TM 비율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높은 값을 나타내었으며, 이에 따라 연신율 및 TS×EL×HER/1000이 각각 본 발명의 목표 범위의 하한에 비하여 낮은 값을 나타내었다.
실험예8은 3차 균열 온도가 본 발명의 공정 범위의 상한에 비하여 높음에 따라과도한 템퍼링에 의해 베이나이트의 면적분율이 본 발명의 목표 범위의 상한에 비하여 높고, 이에 본 발명의 목표 범위에 비해 낮은 인장강도 및 TS×EL×HER/1000 값을 나타내었다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (14)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    항복강도(YS): 850 MPa 이상, 인장 강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 14% 이상, 홀확장성(HER): 25% 이상, 및 TS × EL × HER/1000: 500 이상을 만족하는,
    초고장력 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 초고장력 냉연강판은,
    페라이트, 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 프레쉬 마르텐사이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가지고,
    상기 페라이트의 면적분율은 10% ~ 20% 범위이고,
    상기 잔류 오스테나이트의 면적분율은 5% ~ 20% 범위이고,
    상기 베이나이트의 면적분율은 5% ~ 20% 범위이고,
    상기 프레쉬 마르텐사이트와 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율의 합은 나머지 면적분율인,
    초고장력 냉연강판.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 템퍼드 마르텐사이트(TM)에 대한 상기 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 비율(FM/TM)은 0.1 초과 0.6 이하인,
    초고장력 냉연강판.
  4. 제 2 항에 있어서,
    상기 템퍼트 마르텐사이트 내의 철계 탄화물의 개수 밀도는 1.0 × 106 (개/mm2) 이상인,
    초고장력 냉연강판.
  5. 제 2 항에 있어서,
    상기 초고장력 냉연강판은,
    상기 템퍼트 마르텐사이트의 결정립 크기는 5 μm 이하인,
    초고장력 냉연강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 초고장력 냉연강판은,
    크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)의 합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함하는,
    초고장력 냉연강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.0%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 합금 조성을 가지는 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac3 - 30℃ ~ 900℃의 1차 균열온도에서 30초 ~ 200초 동안 1차 균열 처리하는 단계;
    상기 1차 균열 처리된 냉연강판을 5℃/초 ~ 15℃/초의 냉각 속도로 620℃ ~ 720℃의 1차 냉각온도까지 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 냉연강판을 15℃/초 ~ 100℃/초의 냉각 속도로 250℃ ~ 480℃의 2차 냉각온도까지 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 250℃ ~ 480℃의 2차 균열온도에서 50초 ~ 300초 동안 2차 균열 처리하는 단계;
    상기 2차 균열 처리된 냉연강판을 150℃ 이하의 3차 냉각온도까지 3차 냉각하는 단계; 및
    상기 3차 냉각된 냉연강판을 150℃ ~ 300℃의 3차 균열온도에서 100초 ~ 30000초 동안 3차 균열 처리하는 단계;를 포함하는,
    초고장력 냉연강판의 제조방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 열연강판을 제조하는 단계는,
    상기 합금 조성을 갖는 강재를 1,150℃ ~ 1,250℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계;
    상기 가열된 강재를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강재를 10℃/초 ~ 50℃/초의 냉각 속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각된 강재를 500℃ ~ 700℃의 권취온도에서 권취하는 단계;를 포함하되,
    상기 열간압연하는 단계는,
    1,000℃ ~ 1,150℃에서 수행되고, 마지막 패스에서 압하율이 40% ~ 50%인 조압연 단계; 및
    880℃ ~ 980℃의 마무리압연 종료온도로 수행되고, 최종 3단 압연롤에서의 압연은 1020℃ 이하에서 압하율의 합계가 40％ 이상이 되도록 수행되며, 1패스 때의 압하량이 40% ~ 60% 범위를 가지는 마무리 압연 단계;를 포함하는,
    초고장력 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 마무리 압연 단계에 있어서,
    최종 3단의 압연롤의 강판 통과 시간은 2.0 초 이하(0 초과) 범위를 가지는,
    초고장력 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 8 항에 있어서,
    마무리 압연으로부터 상기 열간압연된 강재의 냉각 개시까지의 경과 시간은 1.5초 이하인,
    초고장력 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 7 항에 있어서,
    상기 열연강판을 제조하는 단계를 수행한 후에,
    상기 열연강판을 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서 연화 열처리하는 단계;를 더 포함하는,
    초고장력 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 7 항에 있어서,
    상기 2차 균열 처리하는 단계 이후에,
    상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계;를 더 포함하는,
    초고장력 냉연강판의 제조방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 2차 균열 처리하는 단계는, 상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계인,
    초고장력 냉연강판의 제조방법.
  14. 제 12 항 또는 13 항에 있어서,
    용융아연도금하는 단계 이후에 합금화 처리하는 단계;를 더 포함하는,
    초고장력 냉연강판의 제조방법.
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