KR20240087906A - 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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KR20240087906A
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김성일
송태진
이일철
이제웅
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주식회사 포스코
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Abstract

본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도를 가지면서 전단 성형성이 우수하고, 저항복비를 가지는 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

강판 및 그 제조방법 {STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 전단 성형성이 우수한 저항복비 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래의 샤시부품 중에 성형량이 비교적 많은 크로스 멤버 및 서브 프레임에는 인장강도 540~590MPa급 저항복비형 고강도 열연강판이 주로 사용되었다. 이와 같은 저항복비형 열연강판은 페라이트-마르텐사이트의 이상 복합조직강으로, 마르텐사이트 변태 시, 도입되는 가동 전위에 의해 연속 항복거동과 낮은 항복강도 특성이 발휘되며, 연신율 및 장출 성형성이 우수한 특성을 가진다.
이와 같이, 연신율 및 장출 성형성을 향상시키기 위하여 특허문헌 1 내지 3은 Si-Mn, Mn-P-Cr 성분계를 기본으로 열간압연 후 페라이트 변태역에서 수 초간 유지한 후 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 이하로 제어하는 방법을 활용하고 있다. 또한, 특허문헌 4는 Si-Mn-Cr 혹은 Si-Mn-Cr-Mo계를 이용하여 역시 페라이트 변태역에서 수 초간 유지 후 마르텐사이트 변태개시온도 이상의 온도에서 권취하는 방법을 이용하고 있다. 또한, 특허문헌 5는 향상된 고강도강을 얻기 위하여 Ti, Nb, V 등이 첨가된 경우 조대한 탄질화물의 형성을 억제하는 방안을 적용하는 기술을 제안하였다.
그러나, 저항복비를 가지는 고강도 열연강판에 있어서, 더욱 높은 강도를 갖는 페라이트-마르텐사이트의 이상 복합조직강을 제조하기 위해 주로 활용하는 Si, Al, Mn, Cr, Mo등의 합금성분들은 주조 후 슬라브에 심한 편석을 발생시켜 성형 중 균열이나 결함이 형성되어 내피로 특성과 내충격 특성을 악화시킨다. 또한, 상기의 합금성분이 과다하게 첨가되면 열간 변형저항을 증가시키며, Ti, Nb, V 및 W 등이 함께 첨가된 경우에는 열간압연 중에 동적변형 유기석출에 의한 변형저항의 급격한 변화로 압연판의 형상품질이 열위하게 되며 미세조직이 불균일해지고 결국 최종 부품의 물성도 열위하게 된다.
또한, 상기의 기술들은 저항복비를 가지는 고강도 열연강판이 미세조직 중 연질상과 경질상 경계에 형성되는 가동전위를 활용하는 강재임에도 합금성분과 각 구성상의 비율만을 고려하여 제조방법을 제안하고 있어 실제 전단성형성이 열위한 경우에 대해 해결방안이 없다. 여기에서 전단 성형성은 부품의 성형공정 중 첫번째 단계로 실시되는 과정으로 고강도 강재는 두께 방향으로의 미세조직과 성분의 균일성이 열위하면 전단성형 시 크랙이 발생하는 문제가 있다. 이와 같은 크랙은 부품 성형중 심각한 균열을 초래하거나 사용 중 내구성에 악영향을 미치게 된다.
일본 공개특허공보 제1995-278731호 일본 공개특허공보 제1997-241790호 일본 공개특허공보 제1994-049591호 미국 등록특허공보 제4502897호 한국 등록특허공보 제1543838호
본 발명의 일실시예에 따르면 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일실시예에 따르면 전단 성형성이 우수한 저항복비 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일실시예에 따르면, 중량%로, C: 0.03~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.5%, Al: 0.01~0.8%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 X 값이 0.01~0.2이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 1.5~4.2이며,
미세조직은 면적%로, 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하는 경질상을 30~70%, 페라이트를 포함하는 연질상을 30~70%, 펄라이트를 3% 이하로 포함하고,
상기 경질상의 평균 전위밀도가 2.0~3.0x1014m-2이고, 상기 연질상의 평균 전위밀도가 0.5~2.0x1014m-2인 강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
X = ([Nb]/93+A/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14)
A = [Ti]-3.42[N]-1.5[S]
(식에서, [Nb], [V], [C], [N], [Ti] 및 [S]는 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
(식에서, [Mn], [Mo], [Cr] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
상기 강판은, 중량%로, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.2%, B: 0.0003~0.003% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 강판은, 인장강도가 780MPa 이상이고, 항복비가 0.70~0.85일 수 있다.
상기 강판은, 5~20%의 펀칭 클리어런스로 펀칭 성형 시, 전단면에서 길이가 0.1mm 이상인 미세균열이 10개/cm2 이하이고, 최대 균열의 길이가 1mm 이하인 강판.
본 발명의 일실시예에 따르면, 중량%로, C: 0.03~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.5%, Al: 0.01~0.8%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 X 값이 0.01~0.2이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 1.5~4.2인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 단계에서 제조된 강판을 430~600℃의 온도범위까지 50~100℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강판을 4~10초 동안 공냉하는 단계; 및
상기 공냉된 강판을 50~200℃의 온도범위까지 10~100℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각 및 권취하는 단계;를 포함하고,
상기 1차 냉각 시, 강판 폭 방향을 기준으로, 양쪽 끝단부에서 타측 단부 방향으로 각 30% 영역에 해당하는 엣지부는 표면온도(TE)가 500~600℃의 온도범위로, 양쪽 엣지부를 제외한 영역에 해당하는 중앙 40% 영역의 중앙부는 표면온도(TC)가 430~500℃의 온도범위로 냉각하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
X = ([Nb]/93+A/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14)
A = [Ti]-3.42[N]-1.5[S]
(식에서, [Nb], [V], [C], [N], [Ti] 및 [S]는 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
(식에서, [Mn], [Mo], [Cr] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
상기 강 슬라브는 중량%로, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.2%, B: 0.0003~0.003% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 재가열 단계는 1150~1350℃의 온도범위에서 행하고,
상기 열간압연 단계는 850~1150℃의 마무리 압연 온도로 행할 수 있다.
상기 공냉 단계 후 강판의 평균 온도가 550~650℃일 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 전단 성형성이 우수한 저항복비 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 자동차 샤시부품 중 성형량이 비교적 많은 크로스 멤버 및 서브 프레임에 사용될 수 있는 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1의 (a) 및 (b)는 각각 10%의 펀칭 클리어런스 및 20%의 펀칭 클리어런스에 따른 발명예와 비교예의 전단면 균열 크기별 발생 수의 관계도를 나타낸 것이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명은 상술한 종래의 문제점을 극복하고, 전단 및 펀칭 성형부의 단면에서 파단이 발생하지 않으며, 제품의 사용 시, 피로파괴가 발생하지 않도록 하는 방안을 연구하였다. 이를 위해, 미세균열의 형성이 억제되며, 제품의 성형이 원활할 수 있도록 하는 방안을 연구하였다.
이에, 본 발명의 발명자는 다양한 합금조성 및 미세조직이 서로 다른 강들에 대하여, 성분 및 미세조직의 특징에 따른 전단 성형성(shear formability)과 전단면에 형성되는 미세균열의 변화를 조사하였다. 그 결과로부터 미세조직의 구성 비율보다는 미세조직을 구성하는 연질상과 경질상이 각각 특정한 전위밀도 범위를 만족할 때 전단 성형성이 우수함을 확인하였으며, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은, 중량%로, C: 0.03~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.5%, Al: 0.01~0.8%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.03~0.15%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고, 각 구성 상의 경도 값과 전위밀도에 큰 영향을 미친다. 그 첨가량이 증가하면 경화능이 증가하여 미세조직 중 베이나이트, 마르텐사이트 등의 경질상의 분율이 증가하여 전위밀도 및 인장강도가 증가하게 된다. 또한, 탄소(C)와 친화력이 높은 Ti, Nb와 함께 미세 석출물을 형성하여 결정립 크기가 미세해지고 석출강화 효과도 증가하여 항복강도 및 인장강도가 모두 증가하게 된다. 탄소(C)의 함량이 0.03% 미만이면 충분한 강화 효과를 얻기 어려울 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 보다 높은 수준의 강도를 안정적으로 확보하기 위해서는 0.05% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.15%를 초과하면 베이나이트, 마르텐사이트를 비롯하여 각 상의 분율이 증가하고 상의 경도 값도 증가하여 과도한 강도 상승이 발생하며 연신율 및 성형성이 저하되는 문제점이 있으며, 용접성 또한 열위할 수 있다. 본 발명에서 보다 안정적으로 성형성을 확보하기 위하여 탄소(C)를 0.12% 이하로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~1.0%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시키므로, 성형성을 향상시키는데 유리하다. 본 발명에서는 상술한 효과를 얻기 위해서 실리콘(Si)을 0.01% 이상 포함할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 0.1% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하면 열간압연 시, 강판 표면에 실리콘(Si)에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 0.9% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.0~2.5%
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용강화 시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 열연 후, 냉각 중 경질상인 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 1.0% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없다. 본 발명의 일실시예에 따르면 망간(Mn)을 1.4% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 2.5%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 베이나이트 및 마르텐사이트를 비롯하여 각 상의 분율과 상의 경도 값이 증가하여 과도한 강도 상승과 성형성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조 시, 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각 시에는 두께 방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 신장 플랜지성이 열위해질 우려가 있다. 특히, 열연판의 전장, 전폭에 있어서도 냉각 시, 미세조직을 균일하게 제조하기 곤란할 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 망간(Mn) 함량의 상한을 2.3%로 제한할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.8%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며 페라이트 변태 촉진 효과를 가지고 있다. 그 함량이 0.01% 미만이면, 상술한 첨가 효과가 부족할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 알루미늄(Al)을 0.02% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.8%를 초과하면 N와 결합하여 AlN이 형성되어 연주주조 시, 슬라브에 코너 크랙이 발생하기 쉬우며 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 본 발명의 일실시예에 따르면, 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다.
크롬(Cr): 0.005~0.5%
크롬(Cr)은 강을 고용강화 시키며 냉각 시, 페라이트 상변태를 지연시켜 베이나이트 형성을 돕는 역할을 한다. 하지만, 크롬(Cr)의 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없다. 보다 효과적으로 상기 효과를 확보하기 위하여 본 발명에서는 0.1% 이상으로 포함할 수 있다. 한편, 그 함량이 0.5%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 마르텐사이트의 형성으로 인한 연신율이 열위하게 된다. 또한, Mn과 유사하게 두께 중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께 방향 미세조직을 불균일하게 하여 신장 플랜지성이 열위해질 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한을 0.3%로 제한할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.005~0.3%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 증가시켜 베이나이트 조직 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없다. 본 발명의 일실시예로는 그 함량이 0.05% 이상일 수 있다. 반면, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.3%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 마르텐사이트가 형성되어 성형성이 급격히 열위해질 수 있다. 또한, 경제적으로도 불리하며 용접성에도 해로울 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 그 상한을 0.2%로 제한할 수 있다.
인(P): 0.001~0.05%
인(P)은 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 강도를 얻기에도 불충분하므로, 그 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 반면, 인(P)이 0.05%를 초과하면 입계 편석에 의한 취성이 발생하며 성형 시, 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 연성과 신장 플랜지성, 내충격특성을 크게 악화시킬 수 있다.
황(S): 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공 시, 미세한 균열이 발생하기 쉽고 신장 플렌지성과 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 본 발명에서는 황(S)을 0.005% 이하로 포함할 수 있다. 본 발명에서 황(S) 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되므로 이를 고려하여 황(S) 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다.
질소(N): 0.001~0.01%
질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소(N)의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 질소(N)의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 또한, 질소(N)의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되므로, 그 하한을 0.001%로 제한할 수 있다.
본 발명의 강재는, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.2%, B: 0.0003~0.003% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.03%
니오븀(Nb)은 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 0.03%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 신장 플랜지성을 열위하게 하는 문제점이 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.1%
티타늄(Ti)은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N와의 강한 친화력으로 강 중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 티타늄(Ti)이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 석출물의 조대화로 성형 시, 신장 플랜지성을 열위하게 하는 문제점이 있다.
바나듐(V): 0.005~0.2%
바나듐(V)은 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 거의 석출하지 않으며 권취 이후 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 따라서, 열간압연 중 재결정 지연에 의한 변형저항 및 압연부하의 증가 없이 추가적인 강도의 향상에 효과적이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 바나듐(V)의 함량이 0.005% 이상 포함될 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 조대한 석출물의 형성으로 신장 플랜지성을 열위하게 하는 문제점이 있으며 경제적으로도 불리하다. 따라서, 본 발명에서는 그 상한을 0.2%로 한정할 수 있으며, 일실시예로는 그 상한을 0.15%로 한정할 수 있다.
보론(B): 0.0003~0.003%
보론(B)은 강 중 고용상태로 존재할 경우 주로 결정립계에 편석되며 결정립계를 안정화시켜 강의 취성을 개선하는 효과가 있으며, 고용 N을 안정화시켜 조대한 AlN 질화물의 형성을 억제하는 역할을 한다. 또한, 페라이트 상변태를 지연시켜 경질상인 베이나이트와 마르텐사이트의 형성에 효과적이다. 본 발명에서는 상술한 효과를 확보하기 위하여 보론(B)을 0.0003% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.003%를 초과하면 첨가에 따른 효과가 더 이상 증가하지 않으며 연성이 감소하여 성형성이 열위하게 되는 문제점이 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 보론(B)을 0.002% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은, 하기 관계식 1에서 정의되는 X 값이 0.01~0.2이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 1.5~4.2일 수 있다.
[관계식 1]
X = ([Nb]/93+A/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14)
A = [Ti]-3.42[N]-1.5[S]
(식에서, [Nb], [V], [C], [N], [Ti] 및 [S]는 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
(식에서, [Mn], [Mo], [Cr] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
관계식 1에서 정의되는 X 값이 0.2를 초과하면 석출물의 형성은 증가하여 강도는 다소 증가하나, 열간압연 중 재결정 지연으로 인해 압연방향으로 연신된 미세조직이 형성되기 쉬어져 압연의 수직방향으로의 연신율이 감소할 수 있다. 또한, 열간압연된 강판의 냉각 시, 미변태상 내 고용C와 고용N 원자가 부족해져 경질상이 안정적으로 형성되기 어렵고 결정립계가 취약해져 전단면 품질이 열위할 우려가 있다. 본 발명의 일실시예로는 X 값이 0.18 이하일 수 있다. 반면, X 값이 0.01 미만이면 재가열 중 결정립 성장이 용이하고 열연 중 재결정이 불균일해져 국부적으로 조대한 결정립이 형성되며, 고용C와 고용N이 필요 이상으로 과다해져 경질상의 경도 값은 높아지는 경향을 나타내어 결국 연신율이 열위해질 우려가 있다. 본 발명의 일실시예로는 그 값이 0.03 이상일 수 있다. 한편, 관계식 1의 해당 합금원소가 미첨가될 경우에는 0을 대입할 수 있다.
관계식 2는 미세조직 중 경질상인 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA상의 형성을 적정 수준으로 유지할 수 있는 합금원소의 조합을 인자화한 것이다. 관계식 2에서 정의되는 T 값이 클수록 경질상인 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA상의 형성이 증가하며 각각의 경질상의 경도 값도 증가할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 목적하는 강도를 위하여, T 값을 1.5 이상으로 제한할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 2.0 이상으로 제한할 수 있다. 한편, T 값이 클수록 강도 확보에 유리하나, 그 값이 과도하면 강의 연성이 감소하고 연질상과 경질상간 경도 차이가 필요 이상으로 증가하여 전단 성형성이 열위해질 수 있다. 또한, 열연강판의 전장, 전폭에 있어서도 재질 편차가 증가하게 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 그 값의 상한을 4.2로 제한할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 T 값의 상한을 4.0으로 제한할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 발명자는 미세조직의 구성 상의 면적비율만으로 강재 본연의 전단 성형성이 어느정도 우수한지, 펀칭 클리어런스 변동에도 안정적인 결과가 나타나는지 명확하게 구분하기 곤란한 점을 발견하였다. 특히, 전위밀도와 물리적 특징은 강을 구성하는 성분에 크게 의존하여 변화하는 것을 확인하였다.
이에, 본 발명자는 연구 결과, 미세조직의 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation)가 강재 전단면에서의 품질인 미세균열 발생에 중요한 영향인자임을 확인하고, 본 발명을 제안한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판의 미세조직은, 면적%로, 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하는 경질상을 30~70%, 페라이트를 포함하는 연질상을 30~70%, 펄라이트를 3% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명에서는 저항복비 및 장출 성형성을 확보하고자 미세조직을 제어하고자 한다. 이에, 본 발명에서는 베이나이트와 마르텐사이트를 경질상으로, 페라이트를 연질상으로 구분하여, 그 면적분율을 제한할 수 있다.
본 발명에서 베이나이트는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트를 포함할 수 있으며, 래쓰 형태 조직에 미세한 탄화물이 형성되어 있다는 점에서 페라이트계 저온 변태상과 구별될 수 있다.
본 발명에서 페라이트는 등축정 페라이트과 페라이트계 저온 변태상을 포함할 수 있다. 페라이트계 저온 변태상은 애시큘라 페라이트, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이니틱 페라이트 등을 포함할 수 있으며, 등축정 페라이트에 비해 결정립계가 불균일하고 결정립내 전위밀도가 높으며 결정립내 저경각입계의 조직밀도가 높은 페라이트를 의미할 수 있다.
본 발명에서의 미세조직은 강판의 압연방향에 수직하는 단면을에서 관찰할 수 있으며, 두께 방향 기준으로 1/4~1/2t(t는 강판의 두께) 지점에서 분석할 수 있다. 미세조직의 구분 및 면적분율의 측정은 후방산란 전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD, (JEOL JSM-1001F))를 이용하여 3000~5000 배율로 분석할 수 있다.
상기 경질상의 면적분율이 70%를 초과할 경우, 연신율이 크게 감소하고, 전단면에 있어서, 파단부의 비율이 증가하고, 길이 1mm 이상의 균열이 현저히 증가할 수 있다. 또한, 펀칭 클리어런스 변화에 대한 전단면 품질의 의존성이 커져 실제의 부품성형 시, 불량 발생이 증가할 수 있다. 반면, 그 면적분율이 30% 미만인 경우, 목표로 하는 강도를 확보하기 곤란할 수 있다. 한편, 본 발명의 일실시예에 따르면 마르텐사이트는 베이나이트에 비해 상대적으로 경질한 상이므로, 마르텐사이트의 증가가 연성의 감소를 가져올 수 있으므로, 이를 고려하여 마르텐사이트의 면적분율 상한을 60%로 제한할 수 있다. 한편, 본 발명의 일실시예에 따르면 경질상 중 마르텐사이트가 0%일 수 있다.
본 발명에서는 MA상이 소량 관찰될 수 있으나, 본 발명에서 제안하는 물성 및 펀칭부 단면품질 등에 영향이 특별히 다르지 않으므로 마르텐사이트로 간주하였다. 또한, 미세한 탄화물을 포함하는 템퍼드 마르텐사이트는 마르텐사이트 대비 전위밀도가 낮아 상의 경도 값이 감소하고, 전체 강의 연성 향상에 도움이 되나, 형성되는 탄화물의 크기가 증가하면 취성이 발생하는 등 악영향을 줄 수 있어, 통상 마르텐사이트와 구분할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 상의 전위밀도를 측정하여 함께 기술함으로써 템퍼드 마르텐사이트의 구분이 필요하지 않아, 마르텐사이트로 간주하였다.
상기 연질상은 강의 연성 및 미세 석출물 형성에 도움이 될 수 있으므로, 그 면적분율의 하한을 30%로 제한할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한은 70%로 제한할 수 있다.
한편, 경질상 및 연질상 외 조직으로, 펄라이트를 더 포함할 수 있다. 그러나, 펄라이트의 면적분율이 3%를 초과하면 강의 전단 성형 시, 취약한 조직에 해당하여 길이 1mm 이상의 균열이 증가할 수 있으므로, 그 상한을 3%로 제한할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은, 경질상의 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation)가 2.0~3.0x1014m-2일 수 있으며, 연질상의 평균 전위밀도가 0.5~2.0x1014m-2일 수 있다.
상기 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation)는 강판 두께 방향으로 1/4 지점에서 압연방향에 평행한 단면을 EBSD로 측정 후, kernel average misorientation (KAM) 데이터를 사용하여 계산할 수 있으며, 아래의 식에 의해 계산될 수 있다. 이와 같은 계산은 편의를 위하여 상기 EBSD 측정결과를 분석하는 소프트웨어인 OIM analysis™ (EDAX) 등을 이용할 수 있다.
[식]
(식에서, θ는 average misorientation (KAM values), u는 unit length (step size in the EBSD measurement), b는 burgers vector이다.)
상기 경질상의 평균 전위밀도가 2.0x1014m-2 미만이면 강도가 크게 감소할 수 있고, 그 값이 3.0x1014m-2를 초과하면 연성이 감소하고 전단면 품질이 열위할 우려가 있다.
상기 연질상의 평균 전위밀도가 0.5x1014m-2 미만이면 강도가 본 발명에서 요구하는 수준에 미치지 못할 우려가 있으며, 전단성형 시, Burr 발생이 심해질 수 있다. 반면, 그 값이 2.0x1014m-2를 초과하면 항복강도가 증가하고 연신율이 감소하는 문제가 있을 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강판 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은, 본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 1차 냉각, 공냉, 2차 냉각 및 권취하여 제조할 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.
재가열 온도가 1150℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되고 조대한 TiN이 잔존하게 되며, 강 슬라브의 숙열이 충분하지 않아 열간압연 시, 강판의 온도를 일정하게 제어하기 곤란할 수 있다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하될 수 있다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 마무리 압연 온도로 열간압연할 수 있다.
열간압연 시, 마무리 압연 온도가 1150℃를 초과하면, 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해질 수 있다. 반면, 그 온도가 850℃ 미만이면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립의 발달하여 이방성이 심해지고 성형성도 나빠질 수 있다.
1차 냉각
상기 열간압연 단계에서 제조된 강판을 430~600℃의 온도범위까지 50~100℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각할 수 있다. 상기 1차 냉각 시, 강판 폭 방향을 기준으로 양쪽 끝단부에서 타측 단부 방향으로 30% 영역에 해당하는 엣지부는 표면온도(TE)가 500~600℃의 온도범위로, 양쪽 엣지부를 제외한 영역에 해당하는 중앙 40% 영역의 중앙부는 표면온도(TC)가 430~500℃의 온도범위로 냉각할 수 있다.
본 발명에서는 강판의 폭 방향을 기준으로 양쪽 끝단부에서 타측 단부 또는 중심을 향하는 방향으로 각 30%에 해당하는 영역, 즉, 전체 강판에서 총 60%에 해당하는 영역을 엣지부로 구분하고, 엣지부를 제외한 중앙 40% 영역을 중앙부로 구분한다.
본 발명에서 강의 미세조직 중 연질상은 1차 냉각 및 공냉 시 형성되며, 2차 냉각 및 권취 시에는 경질상이 형성될 수 있다. 다만, 2차 냉각 직전에 미변태상이 2차 냉각 이후에 경질상으로 형성되므로, 1차 냉각 및 공냉 직후 강판의 폭 위치별로 균일한 연질상이 형성되어야 한다. 통상 강판 냉각 시, 강판의 엣지부에서 열전달이 빠르게 진행되어 중앙부와 비교하여 더 많은 경질상이 형성된다. 따라서, 강판 폭 위치별로 균일한 냉각속도를 부여하기 위하여 본 발명에서는 중앙부와 엣지부의 냉각종료온도를 상이하게 제어하고자 한다. 본 발명에서 제안하는 바와 같이, 1차 냉각 및 공냉 시, 폭 위치별로 연질상이 균일하게 형성될 경우, 2차 냉각 시, 형성되는 경질상의 비율이 일정해지고, 권취 이후 냉각조건에 대한 의존성이 감소할 수 있다. 연질상과 경질상이 균일하게 형성될 경우, 본 발명에서 목적하는 우수한 재질 균일성 및 전단 성형성을 확보할 수 있다.
1차 냉각 시, 냉각속도가 50℃/s 미만이면, 페라이트 분율이 지나치게 많이 형성될 수 있으며, 평균 전위밀도가 목적하는 수준 이하가 되어 강도 확보에 불리할 수 있다. 반면, 그 냉각속도가 100℃/s를 초과하면, 1차 냉각 시, 중앙부의 표면온도(TC)가 과도하게 낮아져 페라이트 분율이 크게 감소하며 경질상은 필요 이상으로 증가하게 되어 연신율이 부족할 수 있다.
한편, 본 발명에서는 강판의 폭 위치별로 냉각속도의 차이가 심해질 우려가 있어, 경질상이 폭 위치별로 상이하게 형성되는 것을 억제하기 위하여 엣지부와 중앙부를 구분하여 서로 상이한 온도범위로 냉각할 수 있다.
특히, 본 발명에서는 이후 공정인 공냉 시, 강판의 온도가 복열되어 강판이 균일하게 550~650℃의 온도를 가지는 것을 목적으로 한다. 이에, 중앙부의 온도는 목적하는 550~650℃의 온도보다 과냉될 필요가 있으며, 냉각속도가 큰 엣지부는 중앙부에 비해 높은 온도범위로 냉각되는 것이 바람직하다. 따라서, 이를 위하여 본 발명에서는 엣지부의 표면온도(TE)를 500~600℃로, 중앙부의 표면온도(TC)를 430~500℃로 냉각할 수 있다.
엣지부의 표면온도가 500℃ 미만이면, 연질상의 형성이 부족해질 수 있으며, 공냉 시, 열연강판의 목적하는 온도범위에 미달하는 문제가 있을 수 있다. 반면, 그 온도가 600℃를 초과하면 공냉 시, 목적하는 온도범위를 초과할 우려가 있으며, 최종 미세조직 중 연질상의 형성이 과도해지는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 실시예에 따르면, 1차 냉각 시, 엣지부의 표면온도가 510℃ 이상일 수 있다.
중앙부의 표면온도가 430℃ 미만이면, 경질상인 베이나이트의 상변태가 발생하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 500℃를 초과하면 복열의 효과가 감소하여 목적하는 온도범위에 미달하는 문제가 있을 수 있다.
공냉
상기 1차 냉각된 강판을 4~10초 동안 공냉할 수 있다.
상기 1차 냉각된 강판에 대하여 의도적인 냉각을 중단하여 강판의 온도가 내부 잠열 및 변태 발열에 의해 목적하는 온도로 복열될 수 있다. 상기 1차 냉각된 강판을 공냉할 경우, 강판이 복열되어 강판의 평균 온도가 550~650℃의 온도범위까지 복열될 수 있다.
공냉 시, 시간이 4초 미만이면 상기 복열의 효과가 없을 수 있다. 반면, 그 시간이 10초를 초과하면 미세조직 중 페라이트 분율이 크게 증가하고, 경질상인 베이나이트와 마르텐사이트가 감소할 수 있다. 또한, 강판의 온도가 높은 영역의 두께 중심부에는 펄라이트 조직 및 조대한 탄화물이 형성될 수 있어 전단성형 후 단면 품질이 열위할 수 있다.
2차 냉각 및 권취
상기 공냉된 강판을 50~200℃의 온도범위까지 10~100℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각 및 권취할 수 있다.
권취온도가 200℃를 초과하면 경질상의 평균 전위밀도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어나 강도 확보가 어려울 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 권취온도를 150℃ 이하로 제한할 수 있다. 반면, 그 온도가 50℃ 미만이면 마르텐사이트가 필요 이상으로 다량 형성되어 경질상의 평균 전위밀도가 본 발명의 제안범위를 초과하여 강의 연신율이 열위하게 되며, 냉각수가 잔류하여 강판이 부식되는 문제가 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 권취온도를 70℃ 이상으로 제한할 수 있다.
냉각속도가 100℃/s를 초과하면, 경질상의 평균 전위밀도가 과도하게 높아져 연신율이 감소하는 문제점이 있을 수 있다. 냉각속도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 냉각속도를 10℃/s 미만으로 제어하기 위해서는 냉각 zone의 설비 길이가 길어야 하는 문제점이 있으며, 목표한 권취온도인 200℃ 이하로 제조하기 어려운 문제가 있다.
이와 같이 제조된 강판은 인장강도가 780MPa 이상이고, 항복비가 0.70~0.85이며, 5~20%의 펀칭 클리어런스로 펀칭 성형 시, 전단면에서 길이가 0.1mm 이상인 미세균열이 10개/cm2 이하이고, 최대 균열의 길이가 1mm 이하로, 강도 및 전단 성형성이 우수하고 항복비가 적은 특성을 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 가지는 강 슬라브를 하기 표 2에 기재된 조건으로 강판을 제조하였다. 하기 표 2에 개시되지 않은 재가열 온도는 1250℃이고, 열간압연 직후 강판의 두께는 동일하게 3.2mm로 제조하였다.
강
종		 합금조성(중량%) 관계식
1		 관계식
2
C Si Mn Cr Mo Nb Ti V Al P S N B
A 0.075 0.7 1.7 0.2 0.02 0.03 0.1 0.005 0.05 0.019 0.001 0.005 0.0004 0.320 2.256
B 0.075 0.7 2.3 0.7 0.2 0.025 0.05 0.005 0.03 0.009 0.002 0.004 0.001 0.162 4.410
C 0.075 0.7 1.2 0.005 0.001 0.02 0.06 0.005 0.04 0.01 0.002 0.004 0.0004 0.186 1.410
D 0.075 0.7 1.7 0.2 0.02 0.005 0.025 0.005 0.05 0.019 0.001 0.005 0.0004 0.043 2.256
E 0.075 0.7 2.2 0.3 0.15 0.02 0.06 0.001 0.03 0.01 0.003 0.004 0.0025 0.169 4.320
F 0.075 0.7 1.1 0.1 0.01 0.02 0.06 0.001 0.03 0.01 0.003 0.004 0.0003 0.169 1.428
G 0.095 0.25 1.4 0.4 0.01 0.005 0.03 0.005 0.1 0.01 0.003 0.004 0.0004 0.049 2.228
H 0.08 0.8 1.9 0.5 0.02 0.03 0.005 0.005 0.2 0.01 0.003 0.004 0.0004 0.021 2.906
I 0.06 0.2 1.8 0.1 0.2 0.02 0.05 0.005 0.03 0.01 0.003 0.004 0.0004 0.185 2.710
J 0.075 0.7 1.7 0.2 0.02 0.005 0.025 0.005 0.05 0.019 0.001 0.005 0.0004 0.043 2.256
K 0.11 0.08 1.45 0.4 0.01 0.005 0.02 0.005 0.2 0.01 0.002 0.004 0.0004 0.023 2.278
L 0.08 0.9 2.3 0.2 0.2 0.015 0.02 0.005 0.04 0.01 0.002 0.004 0.002 0.047 4.160
M 0.15 0.9 2.2 0.2 0.2 0.015 0.02 0.005 0.04 0.01 0.002 0.004 0.0004 0.026 3.260
[관계식 1]
X = ([Nb]/93+A/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14)
A = [Ti]-3.42[N]-1.5[S]
(식에서, [Nb], [V], [C], [N], [Ti] 및 [S]는 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
(식에서, [Mn], [Mo], [Cr] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
시편
번호		 강종 열간압연 1차 냉각 공냉 2차 냉각
마무리 압연 온도
(℃)		 속도
(℃/s)		 온도(℃) 시간
(초)		 공냉 후 강판온도
(℃)		 속도
(℃/s)		 권취온도
(℃)
에지부 중앙부
1 A 874 63 538 486 5.5 601 55 95
2 B 865 74 522 447 5.7 590 49 110
3 C 860 72 530 488 6.2 605 53 78
4 D 873 25 642 574 6.2 640 45 85
5 D 866 98 470 402 6 558 56 89
6 D 890 65 570 490 12 643 55 92
7 D 874 66 583 485 12 668 48 115
8 D 855 62 566 476 2.5 525 50 88
9 D 885 68 545 488 5.8 594 112 26
10 D 881 65 553 496 6.2 607 85 27
11 D 866 71 558 482 6.5 603 48 220
12 E 875 62 533 462 4.8 610 48 85
13 F 890 55 575 472 5.2 605 55 105
14 G 873 65 520 489 6.9 604 55 105
15 H 880 71 538 495 6.5 625 62 88
16 I 879 77 554 470 6.3 589 53 110
17 J 887 68 549 492 5.8 595 58 75
18 K 892 62 577 460 6.2 611 60 92
19 L 885 79 571 462 4.8 593 53 90
20 M 870 65 562 458 5.8 608 49 82
하기 표 3 및 4에는 제조된 강판의 미세조직 및 기계적 성질을 나타내었다. 미세조직은 강판의 압연방향에 수직하는 단면을 관찰하였으며, 두께 방향 기준으로 1/4~1/2 지점에서 분석하였다. 강 중에 형성된 페라이트, 페라이트계 저온 변태 생성상, 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트의 구분 및 면적분율의 측정은 후방산란 전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD, (JEOL JSM-1001F))를 이용하였으며 3000~5000 배율로 분석하였다. 더하여, 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation, GND)는 강판의 두께 방향으로 1/4 지점에서 압연방향에 평행한 단면을 기준으로, EBSD 측정 후 OIM analysisTM (EDAX)을 이용하여 측정되었다.
기계적 성질로, 항복강도, 인장강도, 파괴 연신율 및 항복비를 측정하여 나타내었다. 여기서, 0.2% off-set 항복강도(YS), 인장강도(TS), 파괴연신율(T-El)은 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 직각방향으로 시편 채취하여 시험한 결과이다. 또한, 물성으로 펀칭 단면부 균열 길이별 개수를 측정하여 나타내었다. 이는, 지름 10mm의 홀을 펀칭하여 평가한 것으로, 이때 펀칭 클리어런스를 5, 10, 20%로 다르게 펀칭한 후 압연방향과 평행한 단면과 수직한 단면에서 관찰되는 미세균열의 개수를 평균한 결과이며 각 결과 값은 균열 길이별 발생 개수이다.
시편
번호		 강
종		 미세조직 물성 구분
분율(면적%) 전위밀도
(1014,m-2)		 항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 파괴
연신율
(%)		 항복비
연질상 경질상 P 연질상 경질상
F BF B M
1 A 24 41 27 8 0 2.1 2.9 728 837 18 0.87 비교예1
2 B 0 27 62 11 0 1.9 3.3 1068 1289 5 0.83 비교예2
3 C 33 59 0 8 0 0.9 1.8 517 765 21 0.68 비교예3
4 D 29 52 9 5 5 0.8 1.9 584 751 21 0.78 비교예4
5 D 0 27 62 11 0 1.7 2.4 725 892 10 0.81 비교예5
6 D 23 42 23 8 4 1.5 2.3 667 768 18 0.87 비교예6
7 D 21 49 21 5 4 1.2 2.2 660 762 19 0.87 비교예7
8 D 5 23 32 40 0 1.3 2.8 796 950 9 0.84 비교예8
9 D 19 38 13 30 0 1.7 3.1 680 843 14 0.81 비교예9
10 D 21 35 16 28 0 1.6 3.1 655 880 13 0.74 비교예10
11 D 23 33 24 20 0 1.5 1.9 723 812 17 0.89 비교예11
12 E 0 26 59 15 0 1.9 3.4 1013 1225 5 0.83 비교예12
13 F 28 60 9 3 0 0.8 1.8 504 750 22 0.67 비교예13
14 G 19 38 19 24 0 1.2 2.1 609 825 19 0.74 발명예1
15 H 7 32 28 33 0 1.9 2.7 827 1056 12 0.78 발명예2
16 I 15 36 28 21 0 1.6 2.3 715 909 14 0.79 발명예3
17 J 25 34 25 16 0 1.55 2.4 633 854 18 0.74 발명예4
18 K 21 33 34 11 1 1.62 2.2 628 831 17 0.76 발명예5
19 L 3 32 33 32 0 1.8 2.9 950 1209 7 0.79 발명예6
20 M 5 30 27 38 0 1.75 2.8 975 1213 6 0.80 발명예7
* F: 등축정 페라이트, BF: 페라이트계 저온 변태상, B: 베이나이트, M: 마르텐사이트, P: 펄라이트
시편
번호		 강
종		 물성 구분
펀칭 단면부 균열 길이별 개수(개/cm2)
Clearance 5% Clearance 10% Clearance 20%
<0.1
(mm)		 0.1~1.0
(mm)		 >1.0
(mm)		 <0.1
(mm)		 0.1~1.0
(mm)		 >1.0
(mm)		 <0.1
(mm)		 0.1~1.0
(mm)		 >1.0
(mm)
1 A 1 5 0 1 8 0 2 15 0 비교예1
2 B 3 8 1 4 11 2 8 13 2 비교예2
3 C 1 0 0 0 2 0 3 1 0 비교예3
4 D 2 3 2 1 3 1 1 8 2 비교예4
5 D 2 4 0 4 8 0 5 12 2 비교예5
6 D 2 4 0 0 2 1 2 7 2 비교예6
7 D 2 4 0 3 6 2 5 6 2 비교예7
8 D 5 7 0 4 6 2 6 9 2 비교예8
9 D 1 7 0 1 8 0 2 11 1 비교예9
10 D 1 3 0 1 2 1 5 5 2 비교예10
11 D 2 2 0 5 3 0 7 3 1 비교예11
12 E 3 8 1 3 10 1 10 15 3 비교예12
13 F 1 0 0 1 1 0 2 2 0 비교예13
14 G 2 0 0 1 0 0 0 1 0 발명예1
15 H 1 3 0 1 3 0 3 5 0 발명예2
16 I 1 0 0 2 2 0 0 1 0 발명예3
17 J 1 0 0 1 1 0 2 1 0 발명예4
18 K 0 0 0 0 0 0 2 1 0 발명예5
19 L 2 2 0 2 2 0 5 5 0 발명예6
20 M 3 3 0 2 3 0 4 6 0 발명예7
표 3 및 4에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성 또한 확보할 수 있었다.
도 1의 (a) 및 (b)는 각각 10%의 펀칭 클리어런스 및 20%의 펀칭 클리어런스에 따른 발명예와 비교예의 전단면 균열 크기별 발생 수의 관계도를 나타낸 것이다. 구체적으로, 10% 및 20%의 펀칭 클리어런스에 있어서, 비교예의 균열 발생 수가 발명예에 비해 더 많은 것을 확인할 수 있으며, 발명예 중 균열의 크기가 1.0mm를 초과하는 균열은 발생하지 않았으며, 1.0mm 이하의 균열이 발생 수도 비교예에 비해 현저히 적은 것을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 1은 본 발명에서 제안하는 합금원소의 함량범위는 만족하나, 관계식 1의 조건을 만족하지 못하는 예시이다. 그 결과, 연질상의 평균 전위밀도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하였으며, 이는 연질상 내 미세 석출물의 형성이 증가하여 발생된 것으로 판단된다. 펀칭부에서는 길이 1mm를 초과하는 조대한 크랙은 발견되지 않았으나, 클리어런스가 20%일 때, 길이 0.1~1.0mm 크기의 크랙의 발생은 크게 증가하였다. 또한, 항복비가 높아 성형 시 가공경화로 인해 항복강도가 지나치게 증가하므로 성형성이 열위해지는 문제도 있다.
비교예 2, 3, 12 및 13은 관계식 2를 만족하지 못한 예시로, 비교예 2 및 12는 경화능 효과가 높은 합금성분을 과도하게 포함하여, 강도는 안정적으로 확보하였으나, 연신율이 부족하였다. 이로 인해, 전단면의 품질 또한 열위하였다. 비교예 3 및 13은 경화능 효과가 우수한 합금성분이 부족하여 경질상이 본 발명에서 제안하는 수준으로 형성되지 못하였고, 그 결과, 목표한 강도를 확보하지 못하였다. 또한, 클리어런스가 증가할수록 크랙의 발생이 심해졌고 길이 1mm를 초과하는 크랙도 확인되었다.
비교예 4 및 5는 열간압연 후 1차 냉각 시, 냉각종료온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 4는 1차 냉각 시, 종료온도가 상한 기준을 초과하여 경질상의 형성이 부족하였으며, 불필요한 펄라이트 또한 형성되어, 펀칭 후 단면 품질이 열위하였다. 비교예 5는 1차 냉각 시, 종료온도가 하한 기준을 벗어나 연질상의 분율이 부족하였으며, 경질상이 과도하게 형성되어 펀칭 후 단면품질이 열위하였다.
비교예 6 및 7은 1차 냉각 후 공냉 시간이 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 고온역에서의 노출시간이 길어 강판 내부의 잠열 및 상변태에 의한 발열로 인해 연질상의 분율이 크게 증가하였으며, 펄라이트 또한 형성되어, 펀칭 후 단면품질이 열위하였으며, 항복비도 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하였다. 특히, 비교예 7의 경우, 공냉 후 강판의 평균 온도가 본 발명에서 제안하는 온도범위를 초과한 것을 확인할 수 있다.
비교예 8은 1차 냉각 후 공냉 시간이 본 발명의 범위에 미달되는 예시이다. 강판의 복열이 이루어지기 전 2차 냉각이 진행되어 연질상의 분율이 목적하는 수준에 미달되었으며, 경질상의 분율은 목적하는 범위를 초과하였다. 그 결과, 펀칭 후 단면품질이 열위하였다.
비교예 9는 2차 냉각 시, 냉각속도가 과도하게 빠른 경우로, 과냉되어 본 발명에서 목적하는 권취온도 범위를 만족하지 못하였다. 이로 인해, 경질상의 전위밀도가 제안하는 범위를 초과하였으며, 펀칭 후 단면품질이 열위하였다. 연질상과 경질상간 물성 차이가 증가한 것이 주된 원인으로 판단된다.
비교예 10 및 11은 2차 냉각 시, 냉각종료온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 10은 2차 냉각 후 권취온도가 제안하는 온도범위에 미달된 경우로, 경질상의 전위밀도가 과도하게 높게 나타났으며, 이로 인해 펀칭 후 단면의 품질이 열위하였다. 비교예 11은 2차 냉각 후 권취온도가 제안하는 온도범위를 초과한 경우로, 경질상의 전위밀도가 제안하는 수준에 미치지 못하였다. 그 결과, 항복비가 과도하게 높았으며, 단면 품질도 열위하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.5%, Al: 0.01~0.8%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에서 정의되는 X 값이 0.01~0.2이고,
    하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 1.5~4.2이며,
    미세조직은 면적%로, 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하는 경질상을 30~70%, 페라이트를 포함하는 연질상을 30~70%, 펄라이트를 3% 이하로 포함하고,
    상기 경질상의 평균 전위밀도가 2.0~3.0x1014m-2이고, 상기 연질상의 평균 전위밀도가 0.5~2.0x1014m-2인 강판.
    [관계식 1]
    X = ([Nb]/93+A/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14)
    A = [Ti]-3.42[N]-1.5[S]
    (식에서, [Nb], [V], [C], [N], [Ti] 및 [S]는 각 원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
    (식에서, [Mn], [Mo], [Cr] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은, 중량%로, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.2%, B: 0.0003~0.003% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함하는 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은, 인장강도가 780MPa 이상이고, 항복비가 0.70~0.85인 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은, 5~20%의 펀칭 클리어런스로 펀칭 성형 시, 전단면에서 길이가 0.1mm 이상인 미세균열이 10개/cm2 이하이고, 최대 균열의 길이가 1mm 이하인 강판.
  5. 중량%로, C: 0.03~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.5%, Al: 0.01~0.8%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 X 값이 0.01~0.2이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 1.5~4.2인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연 단계에서 제조된 강판을 430~600℃의 온도범위까지 50~100℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 강판을 4~10초 동안 공냉하는 단계; 및
    상기 공냉된 강판을 50~200℃의 온도범위까지 10~100℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각 및 권취하는 단계;를 포함하고,
    상기 1차 냉각 시, 강판 폭 방향을 기준으로, 양쪽 끝단부에서 타측 단부 방향으로 각 30% 영역에 해당하는 엣지부는 표면온도(TE)가 500~600℃의 온도범위로, 양쪽 엣지부를 제외한 영역에 해당하는 중앙 40% 영역의 중앙부는 표면온도(TC)가 430~500℃의 온도범위로 냉각하는 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    X = ([Nb]/93+A/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14)
    A = [Ti]-3.42[N]-1.5[S]
    (식에서, [Nb], [V], [C], [N], [Ti] 및 [S]는 각 원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
    (식에서, [Mn], [Mo], [Cr] 및 [B]는 각 원소의 중량%이다.)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.2%, B: 0.0003~0.003% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함하는 강판 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 재가열 단계는 1150~1350℃의 온도범위에서 행하고,
    상기 열간압연 단계는 850~1150℃의 마무리 압연 온도로 행하는 강판 제조방법.
  8. 청구항 5에 있어서,
    상기 공냉 단계 후 강판의 평균 온도가 550~650℃인 강판 제조방법.
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