KR20140024678A - 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일측면인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 제조된 강판의 미세조직은 면적분율로, 마르텐사이트(Martensite) 11~20% 및 베이나이트(Bainite) 15~25% 및 잔부 페라이트(Ferrite)로 구성된 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판을 포함할 수 있다.

Description

신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT STRETCH FLANGEABILITY AND MANUFACTURING METHOD THE SAME}
본 발명은 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차, 가전제품 등의 소재로 사용될 수 있는 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
신장플랜지성이 우수한 고강도 강판은, 최근 자동차, 가전제품 산업 등에서 그 소재로 사용되어 왔다. 특히 자동차 산업에서는, 승객의 안전성 확보를 위해 높은 인장강도를 가진 고강도 강판에 대한 연구가 오래 전부터 수행되어 왔다. 이러한 고강도 강판에 대한 연구는 자동차 안전 규제법, 연비 규제법, 배기가스 규제법 등 자동차 산업을 둘러싼 각종 법률 규제 등과 밀접한 관계를 가지면서 계속적으로 진행되어 왔다.
최근에는, 고유가에 의한 연비 규제가 강화되면서, 자동차의 경량화가 자동차 업계의 또다른 주요 관심사로 부각되었다. 그에 따라, 자동차의 부품 제조시 사용되는 강재에 대한 연구개발이 집중되어, 많은 종류의 고강도 경량화 강이 개발되었다.
그 중 하나로서, 강판의 조직구조를 제어함으로써 강도를 높일 수 있는, 페라이트기지의 석출강화강이나, 페라이트 및 펄라이트 조직을 가지는 강에 대한 연구가 수행되었다. 그러나, 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 기술들이 제안되었다.
특허문헌 1은 권취시 잔류 오스테나이트양을 가능한 억제하면서 저온 권취를 실시하여 P의 편석을 억제함으로써, 신장 플랜지성을 향상시키는 방안을 제시하고 있다. 그리고, 특허문헌 2는 690MPa 이상의 강도를 가지면서 연신율과 신장플랜지성이 동시에 우수한 열연강판에 관한 것으로서, 페라이트-베이나이트 조직을 주체로 하며 페라이트 비율은 80% 이상으로 하고, 결정입자의 짧은 직경(ds)과 긴직경(dl)의 비(ds/dl)가 0.1이상인 결정입자가 80% 이상되도록 제어하는 방안을 제시하고 있다. 그러나, 이와 같은 기술들은 열연공정상 발생 되는 표면 탈탄 현상에 의해, 강판의 신장플랜지성이 열화되는 문제점이 있었다.
한편, 특허문헌 3에서는 신장 플랜지성이 양호하고 성형가공성이 우수한 고강도 열연강판을 제조하기 위하여, 400℃ 미만의 온도에서 권취를 실시하는 것을 주요기술로 제시하고 있다. 그러나, 본 기술에 따르면, 400℃ 미만의 온도에서는 열전달계수가 급변하여, 권취작업시 온도적중율이 저하되고 미세조직의 제어가 어려워지는 단점이 있었다.
또한, 특허문헌 4에서는 신장플랜지성을 향상시키기 위하여 베이나이트의 분율을 90%이상으로 제어하고 있으나, 이 경우 연성이 하락하여 구멍확장성을 제외한 기타 성형성 측면은 열화되는 단점이 있었다.
따라서, 현재는 신장플랜지성이 우수하면서도 우수한 강도를 확보할 수 있는 강판에 대한 연구가 미진하고, 이에 대한 추가적인 연구가 필요한 시점이었다.
일본 공개특허 제1996-269538호 한국 공개특허 제2003-55339호 일본 공개특허 제2008-001984호 일본 공개특허 제2008-069425호
본 발명의 일 측면은 신장플랜지성이 우수하고, 강도가 우수한 냉연강판 및 그 제조 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 제조된 강판의 미세조직은 면적분율로, 마르텐사이트(Martensite) 11~20%, 베이나이트(Bainite) 15~25% 및 잔부 페라이트(Ferrite)를 포함하는 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판을 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일측면인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%이고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 880~910℃의 마무리 압연온도로 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 560~575℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및 상기 냉간압연된 강판을 780~800℃에서 재결정 소둔 열처리하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 600Mpa 이상의 인장강도(TS) 및 21% 이상의 연신율(El) 및 TS × El이 14,000MPa% 이상이 확보된 강판이 확보되어, 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판이 제공되는 효과가 있다.
본 발명자들은 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판을 구현하기 위하여 연구를 거듭한 결과, 강판의 성분계를 제어하고, 강판의 미세조직을 페라이트, 마르텐사이트 및 베이나이트로 적절히 제어하며, 상기 마르텐사이트 조직의 결정립 사이즈를 일정 크기 이하로 제어함으로써, 우수한 신장플랜지성 및 높은 인장강도가 동시에 확보된 냉연강판을 제공할 수 있음을 인지하고, 본 발명을 완성하였다.
이하, 본 발명의 일 측면에서 제공하는 냉연강판에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 고탄소 강판에 있어서, 상기와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.065~0.075 %
탄소는 오스테나이트(Austenite) 안정화 원소로서, 열연강판에서 펄라이트(Pearlite)조직과 페라이트(Ferrite)조직 내부의 탄화물을 최소화시키고, 결정립을 미세화시키는 역할을 한다. 또한, 탄소는 재고용된 복합 석출물이 소둔과정에서 부분적으로 재용해 되는 과정에서, 10~30㎛ 크기의 결정립을 제공하는 역할을 한다. 또한, 결정립계에서 나타나는 마르텐사이트 조직의 면적분율을 20%이하로 제한함으로써, 성형성에 좋은 조직구조를 발달시키는 역할을 한다.
본 발명에서, 상기 탄소의 함량은 중량%로, 0.065~0.075%로 제어함이 바람직하다. 이는, 상기 탄소함량이 0.065% 미만인 경우, 임계 온도영역에서 안정된 오스테나이트 조직을 확보하지 못하여, 냉각 후 마르텐사이트 조직이 적절한 분율로 생성되지 않기 때문에, 고강도를 확보하기 곤란하기 때문이다. 또한, 상기 탄소함량이 0.075 중량%를 초과하는 경우, 연성을 확보할 수 없고 용접성이 악화되는 측면이 있기 때문이다.
실리콘( Si ): 0.10~0.30%
실리콘은 페라이트 조직의 안정화 원소로서, 고용강화에 의해 강도를 증가시키고, 소둔 열처리후 350~600℃의 온도에서 유지하는 동안 시멘타이트(cementite)의 석출을 억제하는 성분이다. 또한, 상기 탄소성분이 임계 온도영역에서 오스테나이트 조직으로 농화되는 것을 촉진시킴으로써, 냉각 후 마르텐사이트 조직의 형성 및 연성 향상에 기여하는 원소이다.
본 발명에서, 상기 실리콘의 함량은 중량%로, 0.10~0.30%로 제어함이 바람직하다. 이는, 실리콘함량이 0.10% 미만인 경우, 상기한 오스테나이트 조직의 안정화 효과가 저하 되기 때문이다. 또한, 실리콘함량이 0.30%를 초과하는 경우, 표면 성상이 열화되면서, 실리콘 산화물이 농화되어 용접성과 도금성이 동시에 열화되는 측면이 있기 때문이다
망간( Mn ): 1.7~2.0%
망간은 오스테나이트 조직을 안정화하는 성분이다. 즉, 소둔 후 300~580℃의 온도로 냉각하는 동안, 오스테나이트에서 펄라이트 조직으로의 분해를 지연시킴으로써, 상온 냉각시 저온 변태상인 마르텐사이트 조직을 안정하게 생성되도록 하는 효과가 있다. 또한 고용강화에 의하여 강도를 향상시키는 효과가 있으며, 강중에서 황(S)과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 슬라브(Slab)의 열간균열을 방지하는 효과도 있다. 본 발명에서는, 상기 망간의 함량을 1.7~2.0%로 제어함이 바람직하다. 이는, 상기 망간함량이 1.7 중량% 미만인 경우, 상기한 오스테나이트에서 펄라이트 조직으로의 분해를 지연시키는 효과의 구현이 어렵기 때문이다. 또한, 상기 망간함량이 2.0 중량% 를 초과하는 경우, 슬라브(Slab) 제조비용의 현저한 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접성 및 성형성의 열화를 초래할 수 있기 때문이다.
알루미늄( Al ): 0.01~0.03%
알루미늄은 탈산제로 사용되는 동시에, 실리콘과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 변태의 진행을 늦추어 오스테나이트를 안정화하는 성분이다. 즉, 고온영역 에서 입계에 편석하여, 열연강판의 결정립에서 탄화물을 미세하게 만들어주는 효과와 강중에서 불필요한 고용 질소(N)를 AlN으로써 석출시킬 수 있는 효과가 있다. 본 발명에서, 상기 알루미늄의 함량은 0.01~0.03%로 제어함이 바람직하다. 이는, 상기 알루미늄 함량이 0.01% 미만의 경우, 상기한 오스테나이트 안정화 및 고용질소 석출 효과의 실질적인 구현이 어렵기 때문이다. 또한, 0.03%를 초과하는 경우, 연속주조시 노즐 막힘을 일으키고, 주조시 알루미늄 산화물 등에 의해 열간취성과 연성이 현저히 저하될 수 있으며, 표면불량 현상이 야기되기 때문이다.
인(P): 0.01~0.02%
인은 고용강화에 의하여 강도를 증가시키는 성분으로서, 실리콘과 함께 첨가하면 온도가 300~ 580℃로 유지되는 동안 시멘타이트 조직의 석출을 억제시키고, 오스테나이트 조직으로 탄소 농화를 촉진시키는 효과가 있다. 본 발명에서, 상기 인의 함량은 0.01~0.02%로 제어함이 바람직하다. 이는, 0.01% 미만의 경우, 인 성분을 첨가함으로써 발생하는 상기의 효과가 실질적으로 구현되기 어렵기 때문이며, 0.02%를 초과할 경우, 2차 가공취성에 불리하며 아연도금의 밀착성을 저하시키고 합금화 성질을 저하 시킬 수 있기 때문이다.
황(S): 0.006% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, Fe와 결합하여 FeS를 형성하며 이에 따라 열간취성을 유발할 수 있으므로, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직한 성분이다. 따라서, 이론상으로는 황의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 황 성분은 불가피하게 미량 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 그 함량의 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 0.006% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
몰리브덴( Mo ): 0.03%~0.07%
몰리브덴은 열간압연 후 냉각과정에서 복합석출을 유도하는 성분이지만, 재용해 온도가 낮기 때문에 소둔 과정에서 복합 석출물 내의 몰리브덴과 결합한 탄소를 재고용시키기 위한 성분이다. 본 발명에서는 상기 몰리브덴의 함량을 0.03~0.07%로 제어함이 바람직하다. 이는, 0.03%미만의 경우, 상술한 몰리브덴 첨가의 효과가 실질적으로 구현되기 어렵기 때문이며, 0.07%를 초과한 경우, 재고용량이 적어져서 저온변태상 형성이 어렵고 생산비용의 현저한 상승을 초래하기 때문이다.
크롬( Cr ): 0.15~0.35%
크롬은 본 발명에서 가장 중요한 원소중 하나로, 담금질성을 향상 시켜, 안정되게 저온변태상을 형성시키는데 매우 유효한 성분으로서, 탄화물의 미세화를 유발하고, 구상화 속도를 지연시키며, 결정립 미세화, 결정립의 성장 저지 억제 및 페라이트 강화 효과를 가져온다. 또한, 용접시의 열영향부(HAZ)의 연화를 억제하는 효과도 있다. 본 발명에서는 상기 크롬의 함량을 0.15~0.35%로 제어함이 바람직하다. 이는, 크롬 성분이 0.15% 미만으로 첨가되면 탄소(C)와의 결합이 너무 적어져 재고용시키기 어려운 측면이 있기 때문이다. 또한, 0.35%를 초과하면 HAZ의 경도 상승이 지나치게 커지기 때문이다.
본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은, 상기 성분 원소들 외에도 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 일 측면에 따른 상술한 성분계를 가지는 냉연강판은, 신장 플랜지성 및 강도 측면에서 우수한 기계적 물성을 구현하기 위한 추가적인 조건으로서, 제조된 냉연강판의 미세 조직 및 마르텐사이트 조직의 평균 결정립 크기에 대하여도 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따른 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 미세조직은, 면적분율을 기준으로, 11~20%의 마르텐사이트 (Martensite), 15~25%의 베이나이트(Bainite) 및 잔부 펄라이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 또한, 상기 마르텐사이트 조직의 평균 결정립 크기는, 직경3㎛ 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에서는 상술한 성분계, 조직구조 및 마르텐사이트 조직의 결정립 크기를 제어함으로써, 제공되는 냉연강판의 신장 플랜지성이 급격히 향상되는 장점이 있다. 특히, 본 발명의 다른 일 측면에서 개시하는 하기의 바람직한 제조방법에 따라 상기 성분을 갖는 강판을 제조할 경우, 인장강도(TS)가 600MPa이상이 확보되면서도, 동시에 연신율(El)이 21% 이상, TS × El이 14,000MPa% 이상인 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있다.
하기에서는, 본 발명의 다른 일 측면인, 상술한 조성함량을 갖는 강괴 또는 슬라브로부터 본 발명에서 목표로 하는 인장강도(TS)가 600MPa이상이 확보되면서도, 동시에 연신율(El)이 21% 이상, TS × El이 14,000MPa% 이상인, 신장플랜지성이 우수한 냉연강판을 제조하는 방법과, 상기 제조방법의 각 단계에서 바람직한 수치를 제어하는 이유에 관하여 상세히 설명한다. 다만, 본 발명의 사상이 하기의 일례에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법은, 상술한 성분조성을 가진 슬라브를 열간압연, 권취, 냉간압연 및 소둔의 연속 주조공정을 통해, 목표로 하는 기계적 물성이 구현된 강판으로 제조된다.
이하에서는, 각 공정에 따른 구체적인 조건에 대하여 설명한다.
재가열단계
상기 조성을 갖는 강 슬라브를 열간압연을 위하여 재가열한다. 이 때, 상기 재가열 온도는 1150~1250℃ 가 바람직하다.
재가열 단계 및 열간압연단계
그 후, 상기 재가열된 슬라브를 열간압연 한다. 이 때, 상기 열간 압연의 마무리 압연은 880~910℃ 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 이는, 열연조직이 적절한 크기로 미세해지도록 하기 위함이며, 마무리 압연온도가 상기 바람직한 범위를 벗어나게 되면, 스트레인 어닐링이 발생하여 결정 조직에서 조대립이 발생함으로써, 드로잉성이 저하될 수 있기 때문이다.
또한, 상기 열간압연단계 후에는, 고압의 스케일 제거 장치를 사용하거나 강한 산세처리(Pickling)로 표면의 스케일을 제거하는 것도 바람직하다.
권취단계
다음으로는, 상기 열간 압연된 강판을 560~575℃의 온도에서 권취한다. 권취상태에서는, 탄화물을 원활하게 형성하여 고용탄소를 최소화시키고, AlN을 최대한으로 석출 시킴으로써, 강내부 고용질소의 형성을 최소화시킨다. 이러한 권취 온도는 냉간압연 및 재결정 열처리 후 최적의 기계적 물성을 얻기 위한 조직을 결정하는 효과가 있다. 즉, 권취 온도가 560℃미만일 경우 베이나이트나 마르텐사이트 조직으로 인해 냉간 압연이 어렵고, 575℃ 초과일 경우 최종 미세조직이 조대해지므로 충분한 강도를 갖는 강판을 제조하기 힘들다. 따라서, 본 발명의 일 측면에서는 상기 권취단계의 온도는 560~575℃가 바람직하다.
냉간압연단계
다음으로는, 상기 권취된 열연강판을 산세한 후, 냉간압연한다. 이 때, 냉간 압하율은 50~90%로 하는 것이 바람직하다. 상기 냉간압연은 열연조직을 변형시키고, 그 변형 에너지는 재결정 과정의 에너지가 된다. 이 때, 냉간 압하율이 50% 미만에서는 이러한 변형효과가 미미하다. 또한, 90%를 초과하면 현실적으로 압연이 힘들며, 열연강판에서 복합 석출물이 압연중 분해되어, 재결정 초기과정에서 (100)집합조직을 발달시킴으로써, 드로잉성을 해치고 강판의 가장자리에 균열 및 파단이 일어날 확률을 높이게 된다. 따라서, 상기 냉간 압하율의 범위는 50~90%로 하는 것이 바람직하다.
재결정 소둔 열처리 단계
다음으로는, 상기 냉간 압연된 강판을 재결정 소둔 열처리한다. 이 때의 소둔방식은 연속 소둔하는 방식이 좋다. 상기 재결정 소둔열처리는 재결정 및 결정립의 성장을 통하여, (111)집합조직을 발달시킴으로써 드로잉성을 향상시키고, 미세한 복합 석출물을 재용해시켜 고용탄소를 용출시키는 효과가 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 상기의 재결정 소둔 열처리 단계는 780~800℃에서 실시되는 것이 바람직하다. 상기의 재결정 소둔 열처리는, 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직을 만들기 위하여 Ac1 변태점에서 Ac3 변태점 사이의 온도에서 행해져야 한다. 이 때, 780℃ 미만의 온도에서는, 시멘타이트의 재고용을 위하여 지나치게 많은 시간이 필요하게 된다. 또한, 800℃ 초과의 온도에서는 오스테나이트 면적율이 너무 크게 되어 오스테나이트의 탄소농도가 감소하게 된다. 따라서, 상기의 재결정 소둔 열처리 단계의 온도 범위는 780~800℃인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기의 재결정 소둔 열처리 단계는 10~200초간 실시되는 것이 바람직하다. 이는 10초 미만의 경우, 상기 재결정소둔 열처리에 따른 효과가 구현되기 어렵기 때문이며, 200초를 초과하게 될 경우, 그 효과가 포화되는 효과가 있기 때문이다.
냉각단계
다음으로는, 상기 재결정 소둔 열처리 된 강판을 냉각한다. 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각하는 단계는 300~580℃의 온도에서 10분 이하(0은 제외)의 시간동안 실시되는 것이 바람직하다. 이는 최종 냉각 후, 상온에서도 안정화된 마르텐사이트를 생성하기 위함이다. 온도가 300℃ 미만일 경우, 상당량의 조직이 마르텐사이트로 변태하여 성형성이 저하되기 때문이다. 또한, 580℃를 초과할 경우, 오스테나이트가 베이나이트로 변태 하기 때문이다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉각하는 단계의 냉각속도는 10~30℃/sec인 것이 바람직하다. 이는, 냉각 속도가 10℃/sec 미만이면, 대부분의 오스테나이트 조직이 냉각과정에서 펄라이트 조직으로 변태되거나, 베이나이트 조직이 형성될 수 있기 때문이다. 또한, 30℃/sec를 초과하면, 강판의 폭방향 및 길이방향으로 냉각 종료 온도의 편차가 심하게 되어, 강판의 재질 균일성이 열위해질 수 있기 때문이다.
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 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 제조하고, 하기 표 2에 표시된 각 공정조건으로 열간압연, 냉간압연 및 소둔열처리 및 냉각을 실시하여 냉연강판을 제조하였다.
상기의 공정에 따라 제조된 냉연강판에 대하여, 미세조직을 관찰하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 또한, 인장강도(TS) 및 연신율(EL)을 측정하고, 인장강도(MPa)는 600이상, 연신율(%)은 21이상 그리고 TS×El(Mpa%)은 14,000이상을 기준으로 하여, 세가지를 모두 만족하는 경우에는 ○, 두가지 기준을 만족하는 경우에는 △, 두가지 기준 이상을 만족하지 못하는 경우에는 ×표시로 표 2에 기재하였다.
구분 C Si Mn Al P S Cr Mo
발명예1 0.065 0.13 2.0 0.011 0.011 0.003 0.16 0.03
발명예2 0.074 0.11 1.7 0.015 0.020 0.004 0.27 0.04
발명예3 0.072 0.23 1.7 0.019 0.017 0.004 0.34 0.06
발명예4 0.066 0.17 1.8 0.013 0.014 0.005 0.29 0.07
발명예5 0.069 0.27 1.9 0.026 0.015 0.005 0.32 0.03
발명예6 0.071 0.16 1.9 0.021 0.013 0.003 0.19 0.05
발명예7 0.070 0.27 1.7 0.027 0.012 0.003 0.27 0.06
발명예8 0.069 0.24 1.7 0.023 0.014 0.005 0.31 0.04
발명예9 0.073 0.14 1.7 0.026 0.019 0.004 0.26 0.05
발명예10 0.071 0.12 1.9 0.016 0.017 0.005 0.17 0.04
발명예11 0.074 0.18 1.8 0.021 0.019 0.004 0.29 0.03
발명예12 0.069 0.17 1.8 0.012 0.015 0.003 0.34 0.06
발명예13 0.068 0.27 1.7 0.019 0.018 0.004 0.25 0.04
발명예14 0.075 0.30 1.8 0.029 0.015 0.006 0.16 0.06
발명예15 0.067 0.11 1.7 0.030 0.014 0.005 0.35 0.07
비교예1 0.045 0.14 1.4 0.009 0.009 0.006 0.11 0.07
비교예2 0.054 0.12 1.9 0.016 0.012 0.005 0.07 0.05
비교예3 0.051 0.18 1.7 0.012 0.012 0.003 0.07 0.07
비교예4 0.063 0.17 1.9 0.016 0.005 0.005 0.08 0.06
비교예5 0.077 0.17 1.4 0.009 0.015 0.006 0.07 0.05
비교예6 0.052 0.27 1.7 0.027 0.009 0.004 0.09 0.06
비교예7 0.063 0.30 1.5 0.012 0.015 0.003 0.14 0.05
비교예8 0.084 0.14 1.7 0.016 0.012 0.004 0.12 0.06
비교예9 0.079 0.12 1.9 0.009 0.009 0.005 0.06 0.05
비교예10 0.078 0.18 1.4 0.027 0.005 0.004 0.07 0.07
비교예11 0.051 0.12 2.1 0.027 0.012 0.006 0.12 0.04
비교예12 0.064 0.18 1.9 0.012 0.007 0.003 0.06 0.04
비교에13 0.059 0.11 2.1 0.027 0.015 0.005 0.06 0.04
비교예14 0.076 0.23 1.5 0.009 0.009 0.004 0.12 0.05
비교예15 0.081 0.17 2.1 0.012 0.012 0.003 0.07 0.07
구분 마무리 압연온도(℃) 권취온도(℃) 소둔열처리
온도
(℃)		 TS
(Mpa)		 El
(%)		 TS×El
(Mpa%)		 Ferrite
(%)		 Martensite
(%)		 Bainite
(%)		 Martensite 결정립 평균 직경(㎛) TS, El 및 TS×El 평가
발명예1 881 574 781 611 23 14053 70 11 19 2.9 ○
발명예2 883 575 799 649 24 15576 66 19 15 1.3 ○
발명예3 909 560 787 662 23 15226 66 18 16 1.1 ○
발명예4 901 567 787 654 24 15696 67 17 16 1.8 ○
발명예5 897 574 784 701 21 14721 62 18 20 0.7 ○
발명예6 899 573 794 678 23 15594 65 19 16 1.2 ○
발명예7 905 561 787 699 22 15378 69 12 19 2.5 ○
발명예8 874 562 781 674 23 15502 63 12 25 1.9 ○
발명예9 888 562 789 666 23 15318 69 10 21 1.8 ○
발명예10 899 564 794 669 22 14718 62 15 23 2.1 ○
발명예11 909 562 787 712 21 14952 63 12 25 0.8 ○
발명예12 899 564 784 698 21 14658 67 14 19 2.2 ○
발명예13 905 575 794 605 25 15125 63 15 22 0.9 ○
발명예14 883 560 799 687 22 15114 64 17 19 2.7 ○
발명예15 909 567 787 704 21 14784 61 20 19 0.5 ○
비교예1 901 549 777 457 24 10968 66 3 31 0.9 ×
비교예2 897 545 774 555 24 13320 69 9 22 2.1 ×
비교예3 899 547 794 499 25 12475 62 7 31 0.9 ×
비교예4 905 539 777 490 27 13230 63 4 33 0.3 ×
비교예5 874 533 774 567 25 14175 67 8 25 2.1 △
비교예6 888 593 794 554 25 13850 62 9 29 0.9 △
비교예7 897 597 767 552 23 12696 65 9 26 0.9 ×
비교예8 899 603 771 449 28 12572 69 3 28 1.8 ×
비교예9 901 591 799 567 24 13608 69 7 24 0.5 △
비교예10 874 549 794 498 26 12948 62 5 33 1.7 ×
비교예11 888 545 777 593 23 13639 63 9 28 0.3 ×
비교예12 897 547 774 489 26 12714 67 5 28 0.5 ×
비교예13 901 539 794 596 23 13708 63 9 28 2.1 ×
비교예14 897 533 767 587 23 13501 64 8 28 1.8 △
비교예15 897 612 794 599 22 13178 63 9 28 0.5 ×
상기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브(발명예 1 내지 15)를, 열간압연, 냉간압연 및 소둔열처리를 상기 표 2의 각 조건에 따라 실시하여 제조된 냉연강판의 기계적 물성을 분석한 결과, 상기 발명예에 따른 냉연강판은 인장강도(Tensile strength)가 600Mpa 이상, 연신율(El)이 21%이상이며, TS × El이 14,000MPa% 이상인 특징을 공통적으로 가지고 있음을 확인할 수 있었다.
또한, 상기 공정을 통해 제조된 냉연강판(발명예 1 내지 15)의 미세조직은 면적분율로 마르텐사이트(Martensite) 11~20% 및 베이나이트(Bainite) 15~25% 및 잔부 페라이트(Ferrite)를 형성하고 있음을 확인할 수 있었다. 또한, 상기 마르텐사이트(Martensite) 조직의 평균 결정립 크기는 직경 3㎛ 이하를 형성하고 있는 것을 확인할 수 있었다.
그에 반해, 상기 표 1 및 2의 비교예 1 내지 15를 통해, 본 발명의 일 측면에서 제공하는 성분계를 만족하지 아니하는 강 슬라브로부터, 본 발명의 다른 일 측면에서 제공하는 제조방법의 각 단계의 조건을 충족하지 아니하도록 제조된 냉연강판의 경우, 미세조직의 면적분율 및 상기 강판의 기계적 물성(인장강도, 연신율, 인장강도 × 연신율)이 본 발명에서 제어하는 수치범위를 만족하지 못하고 있음을 확인할 수 있었다.
특히 상기의 비교예들에서 제공된 강 슬라브의 성분계는 탄소 함량이 지나치게 높거나 낮고, 크롬의 함량이 지나치게 낮아 본 발명의 제어범위를 모두 벗어나고 있다. 또한, 비교예 1, 7의 경우 추가적으로 망간 성분의 함량도 본 발명의 제어범위보다 낮으며, 비교예 11, 13, 15의 경우 상기 망간 성분의 함량이 본 발명의 제어범위보다 높은 특징을 가진다. 또한, 비교예 4, 10의 경우에는 본 발명의 제어범위보다 인의 함량이 지나치게 낮게 포함된 특징을 가진다. 또한, 각 비교예의 슬라브를 냉연강판으로 제조하는 제조공정 각 단계에서의 설정온도를, 본 발명에서 제어하는 수준보다 낮거나 높은 온도로 설정하였다.
이러한 각 성분함량 또는 각 공정의 온도범위가 본 발명의 제어범위를 벗어나도록 되어 구현된 강판의 물성은, 각 성분원소의 함량제어 및 각 제조공정의 온도제어의 효과로서 상술했던 바와 동일하게 나타났다. 즉, 본 발명의 일 측면에서 제어하는 조직구조의 면적분율을 안정적으로 확보하지 못하거나, 인장강도 또는 연신율 중 어느 한 기계적 물성만 강조되어, 본 발명이 목표로 하는 양 측면을 동시에 만족하지 못하는 성질을 지니게 되었다. 특히, 상기의 비교예들에서는 공통적으로 마르텐사이트 조직이 안정적으로 확보되지 못하고, 베이나이트 조직이 과도하게 생성됨으로써, 전체적으로 연신율은 본 발명의 제어범위(21%)보다 높은 수준으로 구현되나, 그 강도에 있어서 요구되는 수준(600MPa)보다 저조한 특징을 가지게 되었다. 따라서, 양 측면을 동시에 균형있게 만족시키는 지표로서 산정한 TS × El 값이 14,000MPa% 이상 되도록 하는 본 발명의 제어범위 내로는 모든 비교예가 진입하지 못하였다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    제조된 강판의 미세조직은 면적분율로, 마르텐사이트(Martensite) 11~20%, 베이나이트(Bainite) 15~25% 및 잔부 페라이트(Ferrite)를 포함하는 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 마르텐사이트(Martensite) 조직의 평균 결정립 크기는 직경 3㎛ 이하인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판은 인장강도(TS)가 600Mpa 이상, 연신율(El)이 21%이상이며, TS × El이 14,000MPa% 이상인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판.
  4. 중량%로, C: 0.065~0.075%, Si: 0.1~0.3%, Mn: 1.7~2.0%, Al: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.02%, S: 0.006% 이하, Cr: 0.15~0.35% 및 Mo: 0.03~0.07%이고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1150~1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 880~910℃의 마무리 압연온도로 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 560~575℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 780~800℃에서 재결정 소둔 열처리하는 단계; 및
    상기 재결정 소둔 열처리된 강판을 300~580℃에서 10분 이하(0은 제외)의 시간 동안 냉각하는 단계를 포함하는 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 재결정 소둔 열처리하는 단계는 10~200초 동안 이루어지는 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 냉각하는 단계의 냉각속도는 10~30℃/s인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016093513A3 (ko) * 2014-12-10 2017-05-18 주식회사 포스코 성형성이 우수한 복합조직강판 및 이의 제조방법
CN107109601A (zh) * 2014-12-10 2017-08-29 Posco公司 成型性优异的复合组织钢板及其制造方法
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