상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C : 0.005~0.007% , Mn : 0.1~0.3%, P : 0.02~0.03% , S : 0.015% 이하, Sol-Al : 0.06% 이하, N : 0.004% 이하, Ti : 0.02~0.03%, Nb는 6.63[C] + 0.03% ≤Nb ≤ 6.63[C] + 0.05% 을 만족하는 범위 내에서 함유되고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1200∼1250℃의 온도범위에서 균질화처리한 후 880~930℃에서 열간압연을 마무리하고, 550~700℃에서 권취한 다음 냉간압연하고 800℃ 이상에서 연속소둔한 후 조질압연하는 것을 포함하여 이루어지는 내2차 가공취성 및 프레스성형성이 우수한 심가공 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
이와 같은, 본 발명의 냉연강판내에는 고용Nb가 0.03~0.05중량% 잔존하게 된다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다
본 발명의 발명자들은, 강중 Nb의 함량을 고용 C와 반응하여 NbC가 석출될 수 있는 량으로 설정하면, 최종 냉연강판에서 적절한 고용 Nb의 함량을 확보할 수 있고, 이에 따라 최종 강판의 내2차 가공취성 및 프레스성형성을 향상시킬 수 있다는 점에 착안하여, 본 발명을 완성시킨 것이다. 이 때, 바람직한 강중 Nb의 함량은 C의 함량을 고려하여, 하기 관계식(1)로부터 구할 수 있다.
[관계식 1]
6.63[C] + 0.03% ≤Nb ≤ 6.63[C] + 0.05%
이하, 강 성분 및 제조공정에 대하여 설명한다.
본 발명에서는 C의 함량을 0.005~0.007%으로 설정하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 C의 함량이 0.007% 이상이면 항복강도가 상승되어 성형불량을 유발하고, 또한 고용탄소가 증가하여 최종소둔후 항복점 연신을 유발하고, 이로 인해 스트레쳐-스트레인을 발생시키기 때문이다. 또한, 그 함량이 0.005% 미만이면 Nb에 의한 NbC석출물이 적게 형성되어 입자크기의 확대 및 석출경화효과가 적게되고, 이로 인해 목표강도를 확보할 수 없기 때문이다.
상기 Mn의 함량은 0.10 ∼0.30%로 설정하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 Mn의 함량이 0.3%을 초과하면 Mn의 고용강화에 의해 재질이 경화되거나 성형성이 악화되고, 0.10% 미만이면 열간취성원소인 S를 충분히 고정하지 못하기 때문이다.
상기 P는 고용경화 효과가 가장 큰 치환용 합금원소로서, 0.03% 이상 첨가하면 재질경화 및 성형성을 저하시키고, 또한 극저탄소강의 입계에 모여 입계를 취약하게 한다. 이로 인해 제품에서 2차 가공취성을 유발하므로, 그 함량의 상한은 0.03%로 설정하는 것이 바람직하다. 그러나, 그 함량이 0.02% 미만이면, 고장력강에서 요하는 강도를 확보할 수 없으므로, 상기 P의 함량은 0.02 ~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 S는 열간취성을 유발하는 원소로서, 성분범위를 낮게 관리할수록 좋고, 또한 Mn계 황화물로 석출하기 때문에 Mn을 낮추기 위해서는, 상한을 0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Al은 강의 탈산을 위해 첨가하는 성분으로서, 그 첨가량이 0.06% 이상인 경우에는 재질경화의 원인이 되므로 , 상기 Al의 함량은 0.06% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 N은 침입형 원소로서 {111} 집합조직을 억제하여 가공성을 해치고 입자성장을 방해하여 연신율을 저하시키므로 가공성 측면에서는 그 함량을 낮게 관리할수록 좋다. 또한, 상기 N는 시효성 원소이므로 시효현상을 최소화하기 위해서는 그 함량의 상한을 0.004%로 제한하는 것이 바람직하다
상기 Ti는 고용원소(N,S)를 TiN, TiS로 석출시켜서 항복강도를 낮추고 항복점 연신을 제거시켜 스트레쳐 스트레인의 발생을 억제하는 역할을 한다. 즉, 소둔후의 항복강도와 성형시 발생하는 스트레쳐 스트레인은, 강중에 존재하는 고용원소량에 비례하여 증가하는데, 본 발명에서는 Ti을 0.02% 이상 첨가하여 강중 N와 S을 고정하기 때문에 상기한 효과를 얻을 수 있는 것이다. 그러나, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 그 효과측면에서 무의미하므로, Ti함량은 0.02∼0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Nb는 강중 고용 C와 결합하여 미세한 NbC석출물을 형성하는 원소로서, 이러한 NbC 석출물은 극소탄소강에서 입자를 미세화시켜서 입자사이즈 강화, 석출강화, 및 분산강화를 동시에 이루는 역할을 한다. 따라서, Nb은 고용[C]와 반응하여 NbC가 석출될 수 있도록, [C]결합에 필요한 량에 대략 2배의 량으로 첨가하는 것이 바람직한데, 본 발명에서는 강중 Nb의 함량을 하기 관계식(1)에 의해 설정하였다.
[관계식 1]
6.63[C] + 0.03% ≤Nb ≤ 6.63[C] + 0.05%
즉, 상기 Nb의 함량이 6.63[C] + 0.03% 미만이면 안정적인 NbC량이 확보되지 않아서, 강도가 저하되거나 스트레쳐-스트레인이 발생할 수 있고, 6.63[C] + 0.05% 이상 첨가되면 강도초과와 연신율 저하를 초래할 수 있다.
이와 같이, 제강단계에서 Nb을 함유시키면, 최종 강판에서 고용Nb의 함량을 0.03~0.05%로 하는 것이 가능하다.
상기와 같이 조성된 강 슬라브를 1200∼1250℃에서 가열하여 열간압연전 오스테나이트조직이 충분히 균질화될 수 있도록 하고, 이후 Ar3온도 직상인 880~930℃에서 마무리 열간압연을 실시한다. 상기 열간 마무리압연온도가 880℃ 미만이면 균질화 열처리가 불가능하고 또한 페라이트+퍼얼라이트 이상조직에서 압연되므로 이상 조대립이 발생되여 제품가공시 불량이 발생할 수 있다. 또한, 상기 온도가 930℃ 이상이면 더 이상의 효과를 얻을 수 없다.
그 다음, 상기 열연판을 550~700℃의 온도에서 권취하는 것이 바람직한데, 그 이유는, 상기 권취온도가 700℃ 이상이면 스케일이 다량 발생하여 표면 품질이 나빠지고 조직의 {111} 방향의 분율이 낮아져 가공성이 열화되며, 550℃ 미만으로 권취하면 조직의 {111} 방향 분율이 높아져 가공성은 향상되나 코일 내외부의 온도편차가 크게 발생하여 코일내 재질의 편차가 발생할 우려가 있기 때문이다.
이후, 통상의 조건으로 냉간압연하고 연속소둔한 다음 조질압연하는데, 이 때 연속소둔은 800℃ 이상의 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 소둔온도가 800℃ 미만이면 혼립조직이 발생하여 재질편차 및 가공시 가공크랙이 발생할 수 있고, 또한 소둔시간이 길어지기 때문이다.
이와 같이 하여 제조된 냉연강판에는 고용 Nb가 0.03~0.05% 잔존하여, 우수한 내2차 가공취성 및 프레스 성형성을 나타낸다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예)
하기 표1과 같이 조성되는 극저탄소 Al-Killed강을 전로에서 용해하여 노외
정련처리한 후 연속주조하여 강 슬라브를 제조하였다. 이러한 강 슬라브를 1250℃의 온도에서 균질화처리한 다음 하기 표 2의 마무리압연온도로 열간압연하여 2.3㎜의 두께로 한 후, 권취하고 통상의 방법으로 산세를 행하였다. 산세된 열연강판을 냉간압연한 후 연속소둔하여 최종 냉연강판의 두께가 0.70mm인 냉연강판을 얻었다.
이와 같이 하여 제조된 냉연강판의 기계적성질 및 연성-취성 천이온도(DBTT , Ductile-Brittle Transition Temperature , 이하 DBTT로 명명), 가공성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 이 때, DBTT는 충격시 파괴양상이 연성파괴에서 취성파괴로 천이되는 온도를 측정하는 것으로서 온도가 낮을수록 2차가공취성이 우수한 것으로 평가되며, 본 실시예에서의 실적은 가공비 1.9하에서의 실적을 인용하였다.
또한, 상기 가공성은, 강판의 성형성 평가를 시험하기 위한 유압 프레스 모델다이
(450 X 500 X 100 mm)를 이용하여 성형한 실적을 나타낸 것인데, 크랙발생이나 형상동결성 등이 불량하면 가공성은 불량한 것으로 하였다.
구분 |
화학성분(중량%) |
고용Nb 확보범위 |
C |
Mn |
P |
S |
Sol.Al |
N |
Ti |
Nb |
α |
β |
발명예1 |
0.0068 |
0.25 |
0.025 |
0.010 |
0.04 |
0.002 |
0.021 |
0.080 |
0.075 |
0.095 |
발명예2 |
0.0052 |
0.30 |
0.027 |
0.008 |
0.05 |
0.003 |
0.025 |
0.068 |
0.064 |
0.084 |
발명예3 |
0.0060 |
0.21 |
0.022 |
0.009 |
0.04 |
0.002 |
0.026 |
0.075 |
0.070 |
0.090 |
비교예1 |
0.0055 |
0.18 |
0.022 |
0.007 |
0.04 |
0.003 |
0.025 |
0.045 |
0.066 |
0.086 |
비교예2 |
0.0061 |
0.27 |
0.029 |
0.009 |
0.05 |
0.004 |
0.027 |
0.110 |
0.070 |
0.090 |
비교예3 |
0.0025 |
0.28 |
0.075 |
0.007 |
0.05 |
0.003 |
- |
0.042 |
0.047 |
0.067 |
* α: 관계식(1)로부터 계산한 하한치 β: 관계식(1)로부터 계산한 상한치
[관계식 1]6.63[C] + 0.03% ≤Nb ≤ 6.63[C] + 0.05% |
구분 |
제조조건 |
기계적 성질 |
가공성 |
마무리압연온도(℃) |
권취온도(℃) |
항복강도(kg/㎟) |
인장강도(kg/㎟) |
연신율(%) |
경도(HrB) |
DBTT(℃) |
발명예1 |
900 |
650 |
23.1 |
38.2 |
41 |
47 |
-130 |
양호 |
발명예2 |
910 |
680 |
21.3 |
36.1 |
39 |
45 |
-130 |
양호 |
발명예3 |
915 |
620 |
22.5 |
37.3 |
40 |
47 |
-130 |
양호 |
비교예1 |
905 |
630 |
19.1 |
33.1 |
44 |
41 |
-130 |
양호 |
비교예2 |
900 |
650 |
26.3 |
42.1 |
35 |
53 |
-130 |
불량 |
비교예3 |
920 |
670 |
23.1 |
37.2 |
39 |
45 |
-10 |
양호 |
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 발명예(1)~(3)은 모두 기계적 성질이 비교예와 비교시 동등이상이고 DBTT가 -130℃이며, 가공성도 양호하였다.
반면에, 강중 Nb의 함량이 적은 비교예(1)의 DBTT와 가공성은 양호하지만 인장강도가 35Kg/㎟이하로 되었다. 또한, Nb의 함량이 많은 비교예(2)의 경우에는
DBTT는 양호하지만 가공성은 불량하다.
비교예(3)은 Ti가 미첨가되고 강중 P의 함량이 많아 강도는 확보되었으나 DBTT가 -10℃로 높았다.
한편, 상기 발명예(1)과 비교예(3)에 대하여, 가공비에 따른 DBTT시험을 실시하고 그 결과를 도 1에 나타내었다. 도 1에 나타난 바와 같이, 발명예(1)의 경우에는, 가공비 1.9이하에서 DBTT가 -130℃로 현격히 낮아서 상온에서는 어떠한 충격을 가해도 취성이 발생하지 않는 2차 가공취성이 양호함을 알 수 있다.