KR20130063781A - 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일측면인 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판은 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.1~2.5%, Mn: 0.1~2.3%, Al: 0.02~0.1%, Cr: 0.01~1.5%, Sn: 0.06~0.2%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.5*48/14*[N]%~0.1%, P: 0.05% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 베이나이트 30~95%, 도상 마르텐사이트 10% 이하 및 잔부 페라이트를 포함한다. 본 발명의 다른 일측면인 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.1~2.5%, Mn: 0.1~2.3%, Al: 0.02~0.1%, Cr: 0.01~1.5%, Sn: 0.06~0.2%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.5*48/14*[N]%~0.1%, P: 0.05% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 열간 마무리 압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 20℃/s 이상의 속도로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 강판을 하기 관계식을 만족하는 온도에서 권취하는 단계를 포함한다.
관계식: Ms(마르텐사이트 변태개시온도) ＜ 권취온도 ≤ 791.3-3454.3[C]-27.2[Si]+4.3[Mn]

Description

표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법{Steel Sheet having Excellent Surface Quality and Stretch Flange Ability and Method for Manufacturing the Same}
본 발명은 프레스 가공이나 롤포밍 등 다양한 성형방법에 의하여 성형되는 자동차부품용 강판에 사용할 수 있는 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근들어, 자동차 산업은 보다 엄격해진 환경규제 및 안전성에 대응하기 위하여 차체 경량화와 두께 증가라는 모순된 요구를 만족하여야 하며, 이를 위해서는 부품의 두께 감소가 필수적이며 이를 뒷바침하기 위한 강판의 고강도화는 필수적이다.
일반적으로 강도를 높이기 위하여 페라이트기지의 석출강화강 혹은 페라이트/펄라이트강이 사용되어 왔는데, 이러한 강은 강도가 증가함에 따라서 연성 및 신장 플랜지성이 저하되는 문제가 있었다. 따라서, 이를 해결하기 위하여 등축 페라이트 혹은 침상형 페라이트와 베이나이트로 구성된 혼합조직을 형성시킴으로서 신장 플랜지성과 연성을 확보하는 기술이 제시되었다.
이러한 기술로서, 대표적으로 특허문헌 1 내지 5가 제시되었으나, 신장플랜지성의 향상에는 매우 효과적이나, 자동차 부품 적용시의 용접성의 중요함이 간과되었으며, 열연공정상 발생 가능한 표면탈탄에 의한 신장플랜지성의 열화 등을 억제할 수 있는 방안이 제시되지 못하였다.
또한, 특허문헌 6이 제시되었으나, 400℃ 미만에서 열전달계수가 급변하여 권취작업시 온도적중율이 저하되어 미세조직의 제어가 어려운 단점이 있다. 그리고, 특허문헌 7이 제안되었으나, 연성이 하락하여 구멍확장성을 제외한 기타 성형성이 열화되는 단점이 있다. 더불어, 특허문헌 8이 제시되었으나, 가공량이 높은 부품 가공시 잔류오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 신장플랜지성이 열화되는 문제점이 있다. 그리고, 특허문헌 9가 제안되었으나, 부품 가공시 필수 요소인 연신율과 신장 플랜지성 등의 우수한 기계적 물성을 얻기 위한 제조방안을 제시하지 못하였다. 또한, 특허문헌 10이 제시되었으나, Mn을 다량 첨가하는 경우, 도금성 향상 효과가 미흡한 단점이 있다. 더불어, 특허문헌 11이 제안되었으나, 도금공정의 소둔전에 진공증착하는 공정이 필요한 단점이 있다.
일본 특허공개 1996-269538호 공보 한국 특허공개 2003-0055339호 공보 일본 특허공개 1998-001748호 공보 미국 등록공고 6,364,968호 공보 일본 특허공개 1994-200351호 공보 일본 특허공개 2008-001984호 공보 일본 특허공개 2008-069425호 공보 일본 특허공개 1993-105988호 공보 일본 특허공개 1994-228708호 공보 한국 특허공개 2007-0067950호 공보 한국 특허공개 2007-0107138호 공보
본 발명의 일측면은, 항복강도, 신장플랜지성 및 용접성이 우수하고, 동시에, 도금품질이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면인 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판은 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.1~2.5%, Mn: 0.1~2.3%, Al: 0.02~0.1%, Cr: 0.01~1.5%, Sn: 0.06~0.2%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.5*48/14*[N]%~0.1%, P: 0.05% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 베이나이트 30~95%, 도상 마르텐사이트 10% 이하 및 잔부 페라이트를 포함한다.
본 발명의 다른 일측면인 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.1~2.5%, Mn: 0.1~2.3%, Al: 0.02~0.1%, Cr: 0.01~1.5%, Sn: 0.06~0.2%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.5*48/14*[N]%~0.1%, P: 0.05% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 열간 마무리 압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 20℃/s 이상의 속도로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 강판을 하기 관계식을 만족하는 온도에서 권취하는 단계를 포함한다.
관계식: Ms(마르텐사이트 변태개시온도) ＜ 권취온도 ≤ 791.3-3454.3[C]-27.2[Si]+4.3[Mn]
본 발명에 의하면, 강판의 성분계 및 그 제조방법을 적절히 제어함으로서, 항복강도, 인장강도(780MPa 이상), 용접성, 신장플랜지성 및 도금품질이 우수한 강판을 제공할 수 있다.
본 발명자들은 우수한 강도와 신장 플랜지성을 확보하면서도 표면품질이 우수한 강판을 도출해내기 위하여 연구해낸 결과, 성분계 및 권취온도를 적절히 제어하여, 베이나이트를 주상으로 하고, 도상 마르텐사이트 분율을 10%이하로 제어하여, 신장 플랜지성 및 항복강도를 향상시킬 수 있으며, Sn을 첨가하여 강판의 표면품질을 향상시킬 수 있음을 인지하고, 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일측면인 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면으로서 강판은 C: 0.02~0.1%, Si: 0.1~2.5%, Mn: 0.1~2.3%, Al: 0.02~0.1%, Cr: 0.01~1.5%, Sn: 0.06~0.2%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.5*48/14*[N]%~0.1%, P: 0.05% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것이 바람직하다. 각각의 성분을 제어하는 이유에 대하여 후술한다.
탄소(C): 0.02~0.1 중량%
C는 탄화물 형성원소와 결합하여 탄화물로 석출되거나 페라이트에 고용되어 강도를 향상시키는 유용한 원소이다. 상기 C의 함량이 0.02 중량% 미만인 경우에는 자동차 부품용 소재로써 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 C의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우에는 용접 후 급냉시 형성되는 마르텐사이트에 의하여 강도가 지나치게 증가하여 용접성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량은 0.02~0.1 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~2.5 중량%
Si은 고용강화에 의하여 페라이트의 강도를 향상시키고, 탄화물 석출을 억제하여 펄라이트의 군집 형성을 방지한다. 상기 Si의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 본 발명이 의도하고자 하는 효과가 미미하다. 반면에, 상기 Si의 함량이 2.5 중량%를 초과하는 경우에는 압연성이 매우 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량은 0.1~2.5 중량%로 제어되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.1~2.3 중량%,
Mn은 강의 제조공정 중에 불가피하게 함유되는 황과 철이 결합한 FeS 형성에 의한 적열취성을 방지하고, 고용강화에 의하여 강의 강도를 향상시킨다. 상기 Mn의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과가 미미하다. 반면에, 상기 Mn의 함량이 2.3중량%를 초과하는 경우에는 베이나이트 변태가 매우 지연되어 최종적으로 도상 마르텐사이트의 분율이 증가하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량은 0.1~2.3 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.02~0.1 중량%
Al은 탈산제의 역할을 하고, 응고시 비금속 개재물이 형성되는 것을 방지하는 역할을 한다. 상기 Al의 함량이 0.02 중량% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과가 미미하다. 반면에, 상기 Al의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화되고, 제조원가가 상승하는 단점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량은 0.02~0.1 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.01~1.5 중량%
Cr은 강재의 표면 탈탄을 방지하고, 냉각시 저온변태 조직을 확보하는데 기여하는 소입성 향상 원소이다. 그리고, Ti, Nb 등의 석출물 형성원소에 의한 석출물은 용접시 고온 급속가열 및 급속냉각에 의하여 용해 후 재석출이 쉽지 않아 용접 열영향부의 경도가 열화되는데, 저온변태 조직을 확보하여 이를 보상해 줄 수 있다. 상기 Cr의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과가 미미하다. 반면에, 상기 Cr의 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우에는 연성이 저하되고 제조원가가 상승한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량은 0.01~1.5 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
주석(Sn): 0.06~0.2 중량%
Sn은 고온에서 그 자체가 산화피막을 형성하지는 않기 때문에 용융도금전 소둔시 소지강판 표면에 석출하여 Al, Si, Mn등의 친산화성 원소가 표면에 확산되어 산화물을 형성하는 것을 억제하여 도금성을 개선하는 효과가 있다. 상기 Sn의 함량이 0.06 중량% 미만인 경우에는, 본 발명이 의도하고자하는 상기 효과를 확보할 수 없다. 반면에, 상기 Sn의 함량이 0.2 중량%를 초과하는 경우에는 적열취성을 발생시켜 열간가공성을 저해할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Sn의 함량은 0.06~0.2 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01~0.08 중량%
Nb은 C와 결합하여 미세탄화물로 석출되고, 이를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 상기 Nb의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과가 미미하다. 반면에, 상기 Nb의 함량이 0.08 중량%를 초과하는 경우에는 연성이 저하되고 제조원가가 상승한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량은 0.01~0.08 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.5*48/14*[N]중량%~0.1 중량%
Ti은 N와 결합하여 TiN을 석출시켜 강도를 향상시키는 역할을 한다. 이러한 효과를 나타내기 위하여는 화학양론 기대값인 48/14*[질소함량]중량%의 50% 이상은 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나. 상기 Ti의 함량이 0.1 중량%를 초과하는 경우에는 TiC가 다량 형성되어 오히려 연성이 저하되고 제조원가가 상승한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 함량은 0.5*48/14*[N]중량%~0.1 중량%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.
다만, 그 중 S, P 및 N은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
황(S): 0.015 중량% 이하
S은 불가피하게 함유되는 불순물로써, Mn과 반응하여 MnS를 형성하여 석출물의 함량을 증가시키므로 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 S 함량의 상한은 0.015 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.05 중량% 이하
P은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 강 중에 포함되어 용접성 저하시키므로, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P 함량의 상한은 0.05 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.015중량% 이하
N는 불가피하게 함유되는 불순물로써, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 N의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 N 함량의 상한은 0.015 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 다른 일측면인 강판은 상술한 효과의 향상을 위하여 Sb 및 Ni 중 1종 또는 2종을 추가적으로 포함할 수 있다.
안티몬(Sb): 0.005~0.05 중량%
Sb은 탈탄을 억제하고 스케일 박리성을 향상시키는 등 표면 품질을 향상시키는데 유용한 원소이다. 상기 Sb의 함량이 0.005 중량% 미만인 경우에는 상기 효과가 미미하다. 반면에, 상기 Sb의 함량이 0.05 중량%를 초과하는 경우에는 제조원가가 상승하는데 비하여 그 효과상승은 크지 않다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Sb의 함량은 0.005~0.05 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.01~1 중량%
Ni은 고온에서 자체적으로 산화되지 않고, 표면에 석출하여 소지강판의 Al, Mn, Si 등의 산화가 쉬운 원소들의 표면확산을 억제하므로 표면산화물의 두께 감소 뿐만 아니라 조성변화를 가져오므로 용융아연과의 우수한 젖음성을 나타낸다. 상기 Ni의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는, 본 발명이 의도하고자하는 상기 효과를 확보할 수 없다. 반면에, 상기 Ni의 함량이 1 중량%를 초과하는 경우에는 결정입계를 따라 내부산화가 급격히 진행되어 열간압연시 크랙이 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 함량은 0.01~1 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 성분계를 만족하고, 미세조직은 베이나이트 30~95%, 도상 마르텐사이트 10% 이하 및 잔부 페라이트를 포함하는 강판을 제공할 수 있다. 즉, 미세조직의 주상은 베이나이트이며, 면적분율로 30~95% 범위로 포함된다. 상기 범위의 베이나이트 조직에 의하여, 강판의 강도, 연성 등을 향상시킬 수 있다. 베이나이트가 30% 미만인 경우에는 강도가 하락한다. 또한, 도상 마르텐사이트는 면적분율로 10% 이하로 포함된다. 10%를 초과하여 포함되는 경우에는 항복강도가 저하되고, 연신율은 향상되지만 구멍확장성이 저하된다. 하기 설명하는 권취공정의 적절한 실시로 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 분율은 10%이하로 한정할 수 있다. 더불어 상기 조직 이외의 잔부는 페라이트로 이루어진다.
또한, 본 발명의 일측면인 강판은 열연강판이거나 아연도금층을 포함하는 아연도금강판이며, 이 때, 상기 아연도금층은 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 이루며, 이때 도금표면품질이 2등급 이상을 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일측면인 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 상기 제조방법은 상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 열간 마무리 압연하는 단계, 상기 열간압연된 강판을 20℃/s 이상의 속도로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 강판을 하기 관계식을 만족하는 온도에서 권취하는 단계를 포함한다. 이 때, 슬라브를 가열하는 단계는 통상적인 가열공정에 해당한다.
열간압연단계: Ar3 이상의 온도에서 열간마무리 압연
본 발명에서 2상역 압연이 실시될 경우 혼립조직이 형성되어 미세조직이 균일하지 못하여 가공성이 저하될 수 있으므로, Ar3 이상의 온도에서 열간마무리압연을 실시하는 것이 바람직하다.
냉각단계: 20℃/s 이상의 냉각속도
열간압연된 강판을 20℃/s 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하여 하기 설명하는 권취온도에서 냉각을 종료한다. 20℃/s 미만의 속도로 냉각을 실시하는 경우 페라이트 변태가 크게 일어나 페라이트의 분율이 증가하여 강도를 하락시키는 문제가 있다. 본 발명에서 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하지만, 효과의 포화도 또는 경제성을 고려하여 그 상한을 한정할 수 도 있다.
권취단계: Ms(마르텐사이트 변태개시온도) ＜ 권취온도 ≤ 791.3-3454.3[C]-27.2[Si]+4.3[Mn]
본 발명에서 권취온도는 강판의 미세조직을 제어하는 중요한 요소이다. 만약 마르텐사이트 변태개시 온도 미만에서 권취를 실시하는 경우에는 귄취초기부터 마르텐사이트가 형성되어 강의 연성을 하락시킬 수 있다. 상기 권취온도의 상한은 탄소, 실리콘, 망간의 조성변화에 따른 무확산 변태온도를 써모캘크(THERMOCALC® TCFE5) 데이터를 활용하여 도출하였다.
이후 추가적으로, 상기 열연강판을 산세공정을 통하여 산세강판으로 제조할 수 있다.
더불어, 상기 강판을 아연도금하는 단계를 추가로 포함하여, 아연도금강판으로 제조할 수 있다. 본 발명에서 상기 아연도금공정은 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상의 용융아연도금공정인 것이 바람직하다.
본 발명의 일측면인 상기 제조방법에 의하여, 강판의 미세조직을 미세조직은 베이나이트 30~95%, 도상 마르텐사이트 10% 이하 및 잔부 페라이트로 제어할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 강을 34kg의 잉곳으로 진공용해한 후 사이징 압연을 실시하여 두께 30mm 및 폭 175mm의 열연 슬라브를 제조하였다. 이러한 슬라브를 1200℃에서 1시간 유지한 후 두께 2.5mm의 열연강판을 제조하였다. 이 때, 열간압연 마무리 온도는 Ar3 이상이였으며, 냉각시 냉각온도는 하기 표 2에 기재된 냉각온도에 따랐다. 더불어, 하기 관계식에 의하여 도출된 권취온도로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉함으로서, 열연권취를 모사하였다. 이 후, 산세 후 용융아연도금을 실시하였다.
상술한 실시예에 대하여, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 총연신율(El), 구멍확장성(Hole expanding ratio, HER) 및 표면품질을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.
신장 플랜지성을 평가하는 지수인 구멍확장성은 시편에 원형의 구멍을 타발한 후 이를 원추형 펀치를 이용하여 확장시킬 때, 구멍의 가장자리에 발생한 균열이 적어도 한 곳에서 두께방향으로 관통할 때까지 구멍확대량을 초기 구멍의 크기에 대한 비율로서 나타낼 수 있으며, 구체적으로 구멍확장율은 하기 식1에 의하여 도출할 수 있다.
(식1) λ= (Dh-Do)/Do*100
(λ는 구멍확장율(%), Do는 초기 구멍직경(mm), Dh는 파단 후 구멍직경(mm))
초기 구멍을 펀칭할때의 클리어런스(clearance)의 정의도 구멍확장성을 평가하기 위하여 필요하며, 이는 다이와 펀치의 간격을 시험편의 두께에 대한 비율로 표시한 것으로써, 아래의 (식2)에 의하여 정의되며, 본 발명의 실시예에서는 10%의 클리어런스를 이용하였다.
(식2) C = 0.5*(dd-dp)/t * 100 (%)
(C는 클리어런스(clearance)(%), dd는 타발 다이의 내경(mm), dp는 타발 펀치의 직경 (dp=10mm), t는 시험편의 두께(mm))
상기 도금품질 평가는 용융아연도금후 표면외관을 화상처리하여 미도금 부분의 크기를 측정하여 아래와 같은 기준으로 등급을 부여하였다.
-1등급 : 미도금 결함 없음
-2등급 : 미도금 평균지름이 1mm 미만
-3등급 : 미도금 평균지름이 1~2mm분포
-4등급 : 미도금 평균지름이 2~3mm 분포
-5등급 : 미도금 평균지름이 3mm 이상
구분 C Si Mn P S Al Cr Ti Nb N Sn 기타
A 0.041 1.11 1.59 0.01 0.003 0.042 0.68 0.06 0.03 0.004 0.11 -
B 0.070 0.99 1.95 0.01 0.004 0.035 0.75 0.05 0.03 0.004 0.1 Sb:0.021
C 0.068 1.45 2.11 0.01 0.003 0.03 0.72 0.04 0.03 0.004 0.09 Ni:0.11
D 0.073 1.12 2.10 0.01 0.003 0.04 0.79 0.05 0.03 0.005 0.09 Sb:0.020
E 0.039 1.13 1.61 0.01 0.004 0.05 0.72 0.05 0.03 0.004 - -
F 0.142 1.48 1.91 0.01 0.003 0.03 - - 0.03 0.004 0.11 -
G 0.145 1.53 1.16 0.01 0.004 0.03 - - - 0.004 0.1 -
(단, 각 원소의 단위는 중량%임)
구분 권취상한
(℃)		 냉각속도
(℃/s)		 권취온도
(℃)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 HER 표면품질 비고
A 626 40 420 721 788 19.0 100 2 발명예1
A 626 15 420 536 640 24.5 115 2 비교예1
B 531 40 420 810 856 15.1 91 2 발명예2
B 531 40 560 551 918 16.6 36 2 비교예2
C 526 40 420 655 913 15.1 63 2 발명예3
D 518 40 300 913 1084 10.8 53 2 비교예3
D 518 40 420 843 983 12.0 81 2 발명예4
E 633 40 420 717 785 20.1 102 4 비교예4
F 269 40 520 615 818 17.6 39 2 비교예5
G 254 40 520 568 701 22.8 44 2 비교예6
상기 표 1에 나타낸 바와 같이, 강종 A 내지 D는 본 발명이 제어하는 성분계를 모두 만족하는 강종이고, 강종 E 내지 G는 본 발명이 제어하는 성분계를 만족하지 않는 강종이다.
상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 4는 본 발명이 제어하는 성분계 및 제조조건을 모두 만족하여, 강도, 연신율, 신장 플랜지성 및 표면품질이 우수함을 확인할 수 있었다.
이에 반하여, 비교예 1은 본 발명이 제어하는 성분계를 모두 만족하나, 냉각속도가 15℃/s로 본 발명이 제어하는 냉각속도보다 낮아서, 느린 냉각속도로 인하여 페라이트가 과도하게 형성되어 항복강도를 포함한 강도가 낮게 측정되었다.
그리고 비교예 2는 실시된 권취온도가 본 발명이 제어하는 권취온도보다 높아서, 도상 마르텐사이트가 과도하게 생성되어, 항복강도가 일부하락하고, 연신율이 증가하였으며, 구멍확장성이 열화되었다.
또한, 비교예 3은 권취온도가 지나치게 낮아서, 열연시 마르텐사이트가 형성되고, 도금시 템퍼링에 의하여 일부 템퍼드 마르텐사이트가 형성되어 연신율이 낮게 측정되었다.
더불어, 비교예 4는 Sn이 포함되어 있지 않아서, 표면품질이 열위하였다. 그리고, 비교예 5 및 6은 C의 함량이 본 발명이 제어하는 범위를 초과하였으며, TRIP강 특성을 보여주고 있으며 이로 인하여 구멍확장성이 매우 열위함을 확인할 수 있었다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.1~2.5%, Mn: 0.1~2.3%, Al: 0.02~0.1%, Cr: 0.01~1.5%, Sn: 0.06~0.2%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.5*48/14*[N]%~0.1%, P: 0.05% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 베이나이트 30~95%, 도상 마르텐사이트 10% 이하 및 잔부 페라이트를 포함하는 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판.
  2. 청구항 1에 있어서, 상기 강판은 Sb: 0.005~0.05 중량% 및 Ni: 0.01~1 중량% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판.
  3. 청구항 1 또는 2에 있어서, 상기 강판은 열연강판 또는 용융아연도금강판인 것을 특징으로 하는 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판.
  4. 중량%로, C: 0.02~0.1%, Si: 0.1~2.5%, Mn: 0.1~2.3%, Al: 0.02~0.1%, Cr: 0.01~1.5%, Sn: 0.06~0.2%, Nb: 0.01~0.08%, Ti: 0.5*48/14*[N]%~0.1%, P: 0.05% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 열간 마무리 압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 20℃/s 이상의 속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 강판을 하기 관계식을 만족하는 온도에서 권취하는 단계를 포함하는 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판의 제조방법.
    관계식: Ms(마르텐사이트 변태개시온도) ＜ 권취온도 ≤ 791.3-3454.3[C]-27.2[Si]+4.3[Mn]
  5. 청구항 4에 있어서, 상기 슬라브는 Sb: 0.005~0.05 중량% 및 Ni: 0.01~1 중량% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판의 제조방법.
  6. 청구항 4에 있어서, 상기 제조방법은, 권취 후 산세하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판의 제조방법.
  7. 청구항 4 내지 6 중 어느 한 항에 있어서, 상기 제조방법은, 권취 후 또는 산세 후, 상기 강판을 아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 표면품질 및 신장 플랜지성이 우수한 강판의 제조방법.
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