KR101417225B1 - 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일측면인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.10%, Mn: 1.5~2.5%, Al: 0.01~0.10%, P: 0.007% 이하, S: 0.007% 이하, Mo: 0.04~0.09%, Cr: 0.02~0.06%, Co: 0.5~0.9%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 85~98%의 페라이트(Ferrite)와 2~15%의 마르텐사이트(Martensite)를 포함할 수 있다. 또한, 본 발명의 다른 일측면인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.10%, Mn: 1.5~2.5%, Al: 0.01~0.10%, P: 0.007% 이하, S: 0.007% 이하, Mo: 0.04~0.09%, Cr: 0.02~0.06%, Co: 0.5~0.9%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 870~910℃에서 열간 마무리 압연하는 단계, 상기 열연강판을 550~590℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계 및 상기 냉연강판을 770~800℃에서 재결정 소둔열처리하는 단계를 포함할 수 있다.

Description

신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT STRETCH FLANGEABILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 자동차, 가전제품 등의 소재로 사용되는 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차, 가전제품 등에 사용되는 냉연강판은 강도와 더불어 우수한 신장플랜지성이 요구된다. 자동차 차체의 경량화 및 승객 안정성 확보를 위해 높은 인장강도를 가진 고강도 강판을 적극적으로 채용하여 왔다. 이러한 고강도 강판은 자동차 안전 규제법, 연비 규제법, 배기가스 규제법 등 자동차 산업을 둘러싼 각종 법률 규제 등과 밀접한 관계를 가지면서 개발되어 왔으며, 고유가에 의한 연비 규제가 강화되어 자동차의 경량화가 자동차 업계의 주요 관심사로 부각되면서 연구 개발이 한정 가속화되어 많은 종류의 고강도 강판이 개발되어 왔다.
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 기술로는 특허문헌 1을 들 수 있는데, 이 기술은 권취시 잔류 오스테나이트양을 가능한 억제하면서 저온 권취를 실시하여 P의 편석을 억제함으로서, 신장 플랜지성을 향상시키는 방안을 제시하고 있으며, 또한, 특허문헌 2를 들 수 있는데 이 기술은 690MPa 이상의 강도를 가지며 연신율과 신장플랜지성이 동시에 우수한 열연강판에 관한 것으로서, 페라이트-베이나이트 조직을 주체로하며 이때 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 있으나, 이와 같은 제조방법은 열연공정상 발생 가능한 표면 탈탄에 의해 신장플랜지성이 열화되는 문제점이 있다.
다른 기술로서는 특허문헌 3을 들 수 있는데, 이 기술은 신장 플랜지성이 양호하고 성형가공성이 우수한 고강도 열연강판을 제조하기 위하여, 400℃ 미만의 온도에서 권취를 실시하는 것을 주요기술로 하고 있으나, 400℃ 미만에서 열전달계수가 급변하여 권취작업시 온도적중율이 저하되어 미세조직의 제어가 어렵다.
또 다른 기술로서는 특허문헌 4를 들 수 있는데, 신장플랜지성을 향상시키기 위하여 베이나이트의 분율을 90%이상으로 제어하고 있으나, 이 경우 연성이 하락하여 구멍확장성을 제외한 기타 성형성이 열화되는 단점이 있다.
따라서, 현재는 신장플랜지성이 우수하면서도 우수한 강도를 확보할 수 있는 강판에 대한 연구가 미진하고, 이에 대한 연구가 필요한 시점이다.
일본 공개특허 제1996-269538호 한국 공개특허 제2003-55339호 일본 공개특허 제2008-001984호 일본 공개특허 제2008-069425호
본 발명의 일측면은 신장플랜지성이 우수하고, 강도가 우수한 냉연강판 및 그 제조 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.10%, Mn: 1.5~2.5%, Al: 0.01~0.10%, P: 0.007% 이하 (0 중량% 제외), S: 0.007% 이하, Mo: 0.04~0.09%, Cr: 0.02~0.06%, Co: 0.5~0.9%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 85~98%의 페라이트(Ferrite)와 2~15%의 마르텐사이트(Martensite)를 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일측면인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.10%, Mn: 1.5~2.5%, Al: 0.01~0.10%, P: 0.007% 이하 (0 중량% 제외), S: 0.007% 이하, Mo: 0.04~0.09%, Cr: 0.02~0.06%, Co: 0.5~0.9%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 870~910℃에서 열간 마무리 압연하는 단계, 상기 열연강판을 550~590℃에서 권취하는 단계, 상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계 및 상기 냉연강판을 770~800℃에서 재결정 소둔열처리하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명에 의하면, 본 발명 기술을 통해 강판의 미세조직을 85~98%의 페라이트(Ferrite)와 2~15%의 마르텐사이트(Martensite)로 제어하고, 강판 중에 존재하는 원 모양의 직경 2㎛ 이하의 개재물의 개수 밀도가 15개/㎟ 이상으로 제어한 강판을 제공할 수 있으며, 이러한 강판은 인장강도 490Mpa 이상 및 연신율 27% 이상을 확보할 수 있다.
본 발명자들은 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판을 도출해 내기 위하여 연구를 거듭한 결과, 강판의 성분계를 제어하고, 강판의 미세조직을 페라이트 및 마르텐사이트로 적절히 제어하며, 강판 중 원형 모양의 개재물 사이즈 및 개수밀도를 제어함으로서, 우수한 신장플랜지성 및 고강도를 동시에 확보하는 냉연강판을 생산할 수 있음을 확인하고, 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면인 냉연강판에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.05~0.08 중량%
상기 C는 오스테나이트(Austenite) 안정화 원소로 열연강판에서 펄라이트 (pearlite)조직과 페라이트(ferrite)조직 내부의 탄화물을 최소화시키고, 결정립을 미세화시키며. 복합 석출물의 재고용이 냉연강판의 소둔과정에서 부분적으로 재용해되어, 10~30㎛ 정도의 크기를 가진 미세한 결정립을 제공하고, 결정입계에서 나타나는 마르텐사이트를 체적율 15%이하로 제한함으로서, 성형성에 좋은 집합조직(111)을 발달시키는 역할을 한다. 상기 C의 함량이 0.05 중량% 미만인 경우에는 임계 온도영역에서 안정된 오스테나이트를 확보하지 못하여 냉각 후 마르텐사이트가 적절한 분율로 생성되지 않기 때문에, 적절한 강도를 확보하기 곤란하다. 반면에, 상기 C의 함량이 0.08 중량%를 초과하는 경우에는 연성을 확보할 수 없는데다 용접성을 악화시키는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 C의 함량은 0.05~0.08 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.10 중량%
상기 Si는 페라이트안정화 원소로서 고용강화에 의하여 강도를 증가시 키는 한편, 소둔 열처리후 350~600℃의 온도에서 유지하는 동안, 시멘타이트 (cementite)의 석출을 억제하고, 상기 C가 오스테나이트로 농화되는 것을 촉진하여 냉각시 마르텐사이트 형성 및 연성 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 상기 Si의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 상술한 오스테나이트 안정화 효과가 저하된다. 반면에, 상기 Si의 함량이 0.10 중량%를 초과하는 경우에는 표면성상이 열화되면서, Si 산화물이 농화되어 용접성과 도금성 모두 열화된다. 따라서, 본 발명에서 상기 Si의 함량은 0.01~0.10 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.5~2.5 중량%
상기 Mn은 오스테나이트를 안정화하는 원소로서, 소둔 후 300~580℃로 냉각하는 동안 오스테나이트에서 펄라이트로의 분해를 지연시키기 때문에, 상온으로 냉각 하는 동안, 저온 변태상인 마르텐사이트 조직으로, 조직을 안정하게 생성되게 한다. 또한 고용강화에 의하여 강도를 향상시키는 효과가 있고 강중에서 황(S)과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 슬라브(Slab)의 열간균열을 방지하는데 매우 유효하다. 상기 Mn의 함량이 1.5 중량% 미만인 경우에는 오스테나이트에서 펄라이트(pearlite)로의 분해를 지연시키기 어렵다. 반면에, 상기 Mn의 함량이 2.5 중량%를 초과하는 경우에는 슬라브(Slab) 코스트의 현저한 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접성 및 성형성의 열화를 초래할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mn의 함량은 1.5~2.5 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.10 중량%
상기 Al은 탈산제로 사용되는 동시에, Si과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 변태의 진행을 늦추어 오스테나이트를 안정화하는 원소이다. 고온영역에서 입계에 편석하여, 열연강판 결정립에서 탄화물을 미세하게 만들기 때문에 Al을 오스테나이트 안정화 최소 효과 한계치인 0.01 중량% 이상 첨가 하므로써 강중에서 불필요한 고용 질소(N)을 AlN으로써 석출시킬 수 있다. 그러나, 상기 Al의 함량이 0.10%를 초과하는 경우에는 연속주조시 노즐 막힘을 일으키고, 주조시 Al산화물 등에 의해 열간취성과 연성이 현저히 저하되고 표면불량을 가져오기 쉽다. 따라서, 고온영역에서 입계에 편석하는 Al에 의한 품질 불량을 제거하기 위해. 본 발명에서 상기 Al의 함량은 0.01~0.10 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.007 중량% 이하 (0 중량% 제외)
상기 P은 고용강화에 의하여 강도를 증가시키고 Si과 함께 첨가하면 300~ 580℃로 유지하는 동안 시멘타이트 석출을 억제시키고, 오스테나이트로 탄소 농화를 촉진시키는 역할을 한다. 그러나, 상기 P의 함량이 0.007 중량%를 초과하는 경우에는 2차 가공취성에 불리하며 아연도금의 밀착성을 저하시키고 합금화 성질을 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 P의 함량은 0.007 중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
.
황(S): 0.007 중량% 이하
상기 S은 불가피하게 함유되는 불순물로써, Fe와 결합하여 FeS를 형성하며 이에 따라 열간취성을 유발할 수 있으므로, 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 0.007 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.04~0.09 중량%
상기 Mo은 열연후 냉각과정에서 복합석출을 하지만 재용해 온도가 낮기 때문에 소둔 과정에서 재용해시켜 복합 석출물에서 Mo과 결합한 탄소를 재고용시키기 위하여 그 효과 최소치인 0.04 중량%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 0.09 중량% 초과하면 재고용량이 적어져서 저온변태상 형성이 어렵고 코스트의 현저한 상승을 초래한다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mo의 함량은 0.04~0.09 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.02~0.06 중량%
상기 Cr은 담금질성을 향상시켜, 안정되게 저온변태상을 형성시키는데 매우 유효한 원소로서 탄화물의 미세화를 가져오고, 구상화 속도를 지연시키며, 결정립 미세화와, 결정립의 성장 저지 억제 및 페라이트 강화원소이다. 또한, 용접시의 열영향부(HAZ)의 연화 억제에도 효과가 있다. 그러나 상기 Cr의 함량이 0.02 중량% 미만인 경우에는 C와의 결합이 너무 적어져 재고용시키기 어렵다. 반면에, 상기 Cr의 함량이 0.06 중량%를 초과하는 경우에는 HAZ(용접열영향부)의 경도상승이 지나치게 커진다. 따라서, 본 발명에서 상기 Cr의 함량은 0.02~0.06 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
코발트(Co): 0.5~0.9 중량%
상기 Co는 상기 Mn과 마찬가지로 오스테나이트 생성원소인 동시에 Si, Al과 마찬가지로 300~580℃로 유지하는 동안 시멘타이트의 석출을 억제하고, 변태의 진행을 늦추는 역할 한다. 그리고, 상기 Co를 적정량 첨가할 경우 강도와 성형성을 동시에 향상시키는 역할을 한다. 또한, 상기 Co는 Fe보다 산화하기 어려운 원소이기 때문에, 재결정 소둔열처리시 표면에 농화되어 도금 부착성을 저해하는 Si, Al등의 산화물 생성을 억제하므로 도금 부착성을 향상시킨다. 상기 Co의 함량이 0.5 중량% 미만인 경우에는 도금 부착성 개선효과를 얻을 수 없다. 반면에, 상기 Co의 함량이 0.9 중량%를 초과하는 경우에는 강도는 증가되나 연성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서 상기 Co의 함량은 0.5~0.9 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.
상술한 성분계를 만족하는 강판으로서, 미세조직은 85~98%의 페라이트(Ferrite)와 2~15%의 마르텐사이트(Martensite)로 제어하는 것이 바람직하다. 상기와 같은 미세조직으로 제어함으로서, 신장플랜지성과 강도 모두 향상시킬 수 있다.
또한, 상기 강판은 강판 중에 존재하는 원형의 직경 2㎛ 이하의 개재물의 개수 밀도를 15개/㎟ 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 원상당 직경 2㎛ 이하의 개재물의 개수 밀도는 주사형 전자 현미경(SEM) 등에 의한 관찰에 착안하여, 이들 2㎛ 이하의 미세한 개재물이 15개/㎟ 이상 분산되어 있는 것은, Al 탈산에 의한 용강의 산소 포텐셜의 저하와, MnS계 개재물의 미세화의 상승 효과에 의한 것이라고 생각된다. 이에 의해, 연신 플랜지 성형시 등에 발생하는 응력 집중을 완화하는 기구가 작용하여, 구멍 확장성을 급격히 향상시키는 효과가 있다.
이하, 본 발명의 다른 일측면인 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
상술한 성분조성을 가진 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음 조괴 또는 연속주조를 통해 제공된다. 상기 슬라브를 열간압연공정, 권취공정, 냉간압연 공정 및 소둔공정을 통해 목표로 하는 기계적 성질을 갖는 강판으로 제조하는 바, 각 공정별 제조조건을 아래에서 구체적으로 설명한다.
열간압연공정
상기와 같이 조성되는 슬라브를 열간압연할 수 있다. 열간 압연 마무리 온도는 870~910℃ 온도에서 실시한 후 냉각을 조절하여 열연조직이 미세해지 도록한다. 이 때, 열간 마무리 압연온도가 낮으면 스트레인 어닐링에 의하여 결정 조직에서 조대립 발생으로 드로잉성이 저하하기 때문에 적정압연온도로 열간압연을 실시하여 미세한 열연조직을 얻도록 한다. 열간 압연 후에는 고압의 스케일 제거장치를 사용하거나 강한 산세처리(pickling)로 표면의 스케일을 제거하는 것이 바람직하다.
권취공정
상기 열간압연한 강판을 550~590℃의 온도에서 권취할 수 있다. 권취상태에서 탄화물을 원활하게 형성하여 고용탄소를 최소화시키고, AlN도 최대한으로 석출시켜 강내부 고용질소의 형성을 최소화시킨다. 이러한 권취 온도는 냉간압연 및 재결정 열처리 후 최적의 기계적 물성을 얻기 위한 조직을 얻기위한 온도로서, 상기 권취온도가 550℃미만인 경우에는 베이나이트나 마르텐사이트 조직으로 인해 냉간압연이 어렵다. 반면에, 상기 권취온도가 590℃를 초과하는 경우에는 최종 미세조직이 조대해지므로 충분한 강도를 갖는 강판을 제조하기 힘들다.
냉간압연공정
상기 권취한 열연강판을 산세한 후, 냉간압연할 수 있다. 이 때. 냉간 압하율은 50~90%로 제어하는 것이 바람직하다. 냉간압연은 열연조직을 변형시키고 그 변형 에너지는 재결정 과정의 에너지가 되는데, 냉간 압하율이 50% 미만인 경우에는 상술한 변형효과가 작다. 반면에, 상기 압하율이 90%를 초과하는 경우에는 냉간압연은 현실적으로 압연이 힘든 데다가, 열연강판에서 복합 석출물이 압연 중 분해되어 재결정 초기과정에서 (100) 집합조직을 발달시켜 드로잉성을 해치며, 강판의 가장자리에 균열이 생기고 판파단이 일어날 수 있다.
소둔열처리
상기 냉간압연한 후 압연된 강판을 재결정 소둔을 실시할 수 있다. 이 때 소둔은 연속소둔이 바람직하다. 재결정소둔은 재결정과 결정립 성장을 통하여 (111) 집합조직을 발달시켜 드로잉성을 향상시키고 미세한 복합 석출물을 재용해시켜 고용탄소를 용출시킨다. 여기서, 상기 소둔온도는 770~800℃로 제어하는 것이 바람직하며, 10~200초간 재결정 소둔 열처리를 실시하는 것이 바람직하다. 재결정 소둔 열처리는 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직을 만들기 위하여 Ac1 변태점에서 Ac3 변태점 사이에서 실행되어야 하는데, 770℃ 미만의 온도에서는 시멘타이트의 재고용을 위하여 너무 많은 시간이 필요하게 되고, 800℃를 초과하는 온도에서는 오스테나이트 체적율이 너무 크게 되어 이에 따라 오스테나이트의 탄소농도가 감소하게 된다.
상기 소둔 열처리 후 상기 강판을 10~30℃/sec의 속도로 300~580℃의 온도로 냉각할 수 있다. 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우에는, 대부분의 오스테나이트가 냉각하는 동안 펄라이트 조직으로 변태되거나 베이나이트 조직을 형성한다. 반면에, 상기 냉각속도가 30℃/sec를 초과하는 경우에는 폭방향 및 길이방향으로 냉각 종료온도 편차가 너무 심하여, 균일한 재질의 강판을 제조하기 불가능하다. 제조라인의 특성상 냉각을 최종 온도까지 2~100℃/sec의 속도로 급냉할 수 있다.
상술한 바와 같이 강판을 300~580℃의 온도로 냉각한 후 그 온도에서 10분 이하 동안 유지할 수 있으며, 이는 최종 냉각 후 상온에서도 안정된 마르텐사이트를 생성하기 위함이다. 이때 온도가 300℃ 미만일 경우에는 상당량의 조직이 마르텐사이트로 변태하여 성형성이 저하된다. 반면에, 580℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트가 베이나이트로 변태되는 문제점이 있다.
이러한 공정을 통하여, 강판의 미세조직을 85~98%의 페라이트(Ferrite)와 2~15%의 마르텐사이트(Martensite)로 제어할 수 있다. 또한, 상기 강판은 강판 중에 존재하는 원형의 직경 2㎛ 이하의 개재물의 개수 밀도를 15개/㎟ 이상으로 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 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 제조하고, 표2에 표시된 공정조건으로 열간압연, 냉간압연 및 소둔열처리를 실시하여 냉연강판을 제조 하였다.
상기 방법으로 제조된 냉연강판에 대하여, 미세조직을 관찰하여 하기 표 1에 나타내었다. 또한, 인장강도(tensile strength)와 연신율을 측정하여, 상기 인장강도, 연신율, 인장강도*연신율 값을 하기 표 2에 나타내었다. 더불어, 하기 표 2에서 인장강도는 490MPa, 연신율(%)은 27%이상 그리고 TS×El은 13,230 Mpa%이상을 기준으로 하여, 세가지를 모두 만족하는 경우에는 ○, 셋 중 하나라도 만족하는 경우에는 △, 어느 하나도 만족하지 못하는 경우에는 ×로 표기하였다.
또한, 개재물의 밀도를 측정하여 하기 표 2에 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. 각 실험예에 대한 구멍확장율을 계산하여 상기 구멍확장율을 하기 표 2에 나타내었다. 그리고, 상기 구멍확장율이 100이상인 경우 ○, 100 이하인 경우 ×로 하기 표 2에 함께 나타내었다.
(식1) λ = (Dh-Do)/Do*100
(λ는 구멍확장율(%), Do는 초기 구멍직경(mm), Dh는 파단 후 구멍직경(mm))
구분 C Mn P S Si Mo Al Cr Co 페라
이트
(%)		 마르텐
사이트
(%)
발명예1 0.051 2.5 0.0067 0.0021 0.01 0.04 0.012 0.02 0.51 85 15
발명예2 0.076 1.5 0.0057 0.0034 0.02 0.09 0.029 0.04 0.67 87 13
발명예3 0.071 1.6 0.0049 0.0051 0.08 0.07 0.045 0.05 0.89 93 7
발명예4 0.065 1.7 0.0059 0.0029 0.06 0.05 0.027 0.03 0.66 91 9
발명예5 0.077 1.6 0.0061 0.0066 0.05 0.07 0.021 0.06 0.82 92 8
발명예6 0.071 1.7 0.0054 0.0069 0.04 0.08 0.032 0.05 0.77 87 13
발명예7 0.052 2.3 0.0045 0.0067 0.10 0.06 0.039 0.02 0.54 98 2
발명예8 0.063 2.2 0.0034 0.0054 0.09 0.05 0.065 0.04 0.64 88 12
발명예9 0.069 1.9 0.0032 0.0070 0.08 0.07 0.072 0.06 0.84 86 14
발명예10 0.054 2.2 0.0039 0.0067 0.02 0.08 0.094 0.03 0.55 91 9
비교예1 0.051 1.7 0.0088 0.0059 0.02 0.05 0.033 - - 87 13
비교예2 0.063 1.9 0.0091 0.0067 0.04 0.07 0.035 - - 88 12
비교예3 0.071 2.3 0.0076 0.0061 0.05 0.09 0.028 - - 99 1
비교예4 0.051 2.2 0.0061 0.0079 0.08 0.07 0.029 - - 86 14
비교예5 0.076 1.7 0.0098 0.0061 0.09 0.08 0.033 - - 91 9
비교예6 0.091 1.3 0.0112 0.0089 0.12 - 0.039 0.02 - 84 16
비교예7 0.097 1.4 0.0097 0.0091 0.13 - 0.029 0.04 - 82 18
비교예8 0.115 2.6 0.0102 0.0094 0.11 - 0.034 0.05 - 79 21
비교예9 0.123 2.8 0.0097 0.0072 0.15 - 0.023 0.07 - 81 19
비교예10 0.101 2.9 0.0087 0.0074 0.19 - 0.021 0.08 - 80 20
(단, 각 원소의 단위는 중량%임)
구분 FDT
(℃)		 CT
(℃)		 SS
(℃)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 TS×El
(MPa%)		 원형직경 2㎛이하의 개재물의 밀도(개/㎟) 구멍
확장율
(%)		 TS-El
평가		 구멍
확장성평가
발명예1 871 577 771 491 30 14730 25 100 ○ ○
발명예2 883 587 799 597 27 16119 26 101 ○ ○
발명예3 909 555 787 610 27 16470 34 141 ○ ○
발명예4 901 567 777 498 29 14442 16 121 ○ ○
발명예5 897 589 774 533 28 14924 15 119 ○ ○
발명예6 899 573 794 576 28 16128 17 121 ○ ○
발명예7 905 551 767 594 27 16038 31 110 ○ ○
발명예8 874 559 781 520 28 14560 35 136 ○ ○
발명예9 888 562 789 541 28 15148 18 123 ○ ○
발명예10 899 564 794 613 27 16551 19 121 ○ ○
비교예1 901 549 777 497 24 11928 4 111 △ ○
비교예2 897 545 774 515 23 11845 6 121 △ ○
비교예3 899 547 794 536 22 11792 8 90 △ ×
비교예4 905 539 777 576 22 12672 11 88 △ ×
비교예5 874 533 774 584 21 12264 14 121 △ ○
비교예6 888 593 794 487 25 12175 9 89 △ ×
비교예7 897 597 767 456 25 11400 8 87 × ×
비교예8 899 603 771 444 26 11544 6 87 × ×
비교예9 901 591 799 460 25 11500 7 89 × ×
비교예10 897 612 794 471 26 12246 1 97 × ×
(단, FDT는 열간마무리온도, CT는 권취온도, SS는 소둔온도, TS는 인장강도, El은 연신율임)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 1 내지 5는 본 발명이 제어하는 모든 성분계 및 제조조건을 만족하는 예로서, 인장강도, 연신율, 구멍확장성이 모두 우수한 강판을 제공할 수 있음을 확인할 수 있었다.
이에 반하여, 비교예 1 내지 10은 연신율이 본 발명이 제어하는 범위보다 낮았으며, TS*El의 값도 본 발명이 제어하는 범위보다 낮았다. 더불어, 개재물의 밀도 역시 본 발명이 제어하는 범위보다 낮았음을 확인할 수 있었다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.10%, Mn: 1.5~2.5%, Al: 0.01~0.10%, P: 0.007% 이하 (0 중량% 제외), S: 0.007% 이하, Mo: 0.04~0.09%, Cr: 0.02~0.06%, Co: 0.5~0.9%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 85~98%의 페라이트(Ferrite)와 2~15%의 마르텐사이트(Martensite)로 이루어지고 원형의 직경 2㎛ 이하의 개재물의 개수 밀도가 15개/㎟ 이상이고, 인장강도(TS)는 490 MPa 이상이며, 연신율(El)은 27%이상이고, TS*El이 13,230 MPa% 이상이며, 구멍확장율은 100 이상인 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판.
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 중량%로, C: 0.05~0.08%, Si: 0.01~0.10%, Mn: 1.5~2.5%, Al: 0.01~0.10%, P: 0.007% 이하 (0 중량% 제외), S: 0.007% 이하, Mo: 0.04~0.09%, Cr: 0.02~0.06%, Co: 0.5~0.9%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 870~910℃에서 열간 마무리 압연하는 단계;
    상기 열연강판을 550~590℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 770~800℃ 재결정 소둔열처리하는 단계를 포함하는 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 소둔 열처리하는 단계는 10~200초 동안 실시하는 것을 특징으로 하는 신장플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
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