KR100711360B1 - 프레스 가공성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판의제조방법 - Google Patents

프레스 가공성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판의제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 주로 자동차 내, 외판용으로 사용되는 심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.1% 이하, Mn: 0.06%~1.5%, P: 0.03~0.15%, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.10~0.40%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.003~0.010%, Nb: 0.003~0.040%, B: 0.0002~0.0020%, Mo: 0.05% 이하와, 여기에 Sb: 0.001~0.05%, Sn: 0.001~0.05% 이하중 1종 또는 2종, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 성분중 C, Mn, P, Nb, Ti, Al 및 Si가 Q = 250~300[단, Q = 40 C(%) + 215 Mn(%) + 120 P(%) + 480 Nb(%) + 820 Ti(%) + 460 Al(%) - 100 Si(%)]을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 미재결정온도(Tnr) 이하에서 마무리압연을 개시하여 압연패스당 압하변형량이 35% 이상인 압연패스가 4패스 이상인 조건으로 마무리 열간압연한 다음 600~700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및 상기 냉간압연된 강판을 600~900℃에서 연속소둔하는 단계;를 포함하여 이루어진다.
본 발명은 380~430MPa의 강도를 가지면서 동시에 종래의 심가공용 강판보다 우수한 성형성을 갖는 냉연강판을 제공할 수 있다.
심가공용, 자동차강판, 집합조직, 소성변형비, 냉연강판

Description

프레스 가공성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법{A method for manufacturing high strength cold rolled steel sheet for deep drawing having excellent press formability}
도 1은 발명재 및 비교재의 열연판 미세조직을 비교한 사진이다.
도 2는 발명재 및 비교재의 열연판 표층부의 두께방향 경도값을 비교한 그래프이다.
도 3은 발명재 및 비교재의 소둔후 냉연판에서의 결정학적 방위맵을 나타낸다.
본 발명은 주로 자동차 내, 외판용으로 사용되는 심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 인장강도 380~430MPa의 강도를 가지면서 동시에 종래의 심가공용 고강도강보다 훨씬 우수한 성형성을 나타내는 심가공용 냉연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 자동차용 강판은 자동차 성형품의 복잡화, 일체화 경향으로 더욱 더 높 은 수준의 성형성을 갖는 강판이 요구되고 있을 뿐만 아니라, 도금표면이 미려한 강판이 요구되고 있음은 이미 잘 알려져 있는 사실과 같다. 하지만, 일반적으로 강판의 성형성 및 강도를 향상시키기 위해서는 강중의 불순물을 최소화시킨 고순도강을 이용하여 가공성 향상원소(Ti,Nb 등의 탄질화물 형성원소) 및 강도 향상원소(Mn,P,Si 등의 고용강화원소)을 첨가함으로써 제조하는 것이 일반적이다. 하지만, 철강재료의 특성상, 성형성과 강도를 동시에 향상시키는 것은 쉽지 않을 뿐만 아니라, 가공성과 강도 향상을 위해 첨가되는 원소들은 대부분 강판의 표층부에서 산화물을 형성하기 쉬우므로 도금특성이 악화되는 것이 일반적이다.
상기와 같은 요구에 부응하는 제품을 제조하기 위하여, 그동안 일본 고로사들을 중심으로 개발된 공지의 심가공용 박강판 제조기술에 대한 내용을 간략히 설명하면 다음과 같다.
통상 심가공용 박강판을 제조하기 위해서는 양호한 성형성의 확보를 위해 제강공정에서 C, N과 같은 침입형 고용원소의 양을 50ppm 이하로 낮추고, 별도로 탄질화물 형성원소인 Ti, Nb 등을 단독 또는 복합첨가한 극저탄소 IF(Interstitial Free)강을 이용하여 제조하는 것이 보통이다. 상기 IF강을 이용한 심가공용 박강판의 제조기술에 대한 모특허는 일본에서 세계 최초로 출원한 Ti첨가강, NSC의 개량 Ti첨가강, KSC의 Ti-Nb복합첨가강 및 미국 Armco사의 Nb첨가강 등이 있다. 상기 모특허들 이외에도 성분 조성방법 및 제조조건에 있어서 그 한정조건이 조금씩 상이한 수 많은 관련특허들이 전세계적으로 출원되어 있음은 이미 잘 알려져 있는 바와 같으며, 이들의 공통점은 극저탄소강에 가공성 확보를 위하여 여러가지 합금원소를 미량첨가하여 제조하는 것이다. 특히, Ti 또는 Nb 등의 탄질화물 형성원소를 0.01~0.07% 정도 첨가하여 제조하는 것이 일반적이지만, 이 경우 결정립계를 강화시키는 역할을 하는 침입형 고용원소가 강중에 존재하지 않기 때문에 2차가공취성이 발생하고, 점용접부 피로특성이 저하하는 문제는 피하기 어려운 실정이다. 이러한 문제는 P, Mn 등의 고용강화원소가 첨가된 심가공용 고강도강에서 더욱 문제가 되기 때문에 B 등의 입계강화원소를 첨가(일본 공개특허공보 평6-057373, 평7-179946, 1993-214487, 1993-279798, 1993-009587 등)한다든지, 강중 탄소함량을 60ppm 이상으로 제한(일본 공개특허공보 2000-303144, 2001-131695)하기도 하지만, 이러한 경우 가공성 하락은 피할 수 없을 뿐만 아니라, GA도금제품을 만드는 경우 B첨가강의 도금특성이 저하하는 문제점이 상존하고 있다. 또한, 가공성을 높이기 위하여 페라이트역 열간 윤활압연을 실시한다든지, 열연판을 마무리압연할 때 특정한 압연패스에서 일정한 압하량 이상을 압연한 후 빠르게 냉각을 개시한다든지 등의 방법(일본 공개특허공보 1992-028094, 1993-70836, 평8-109416, 평11-040531)들이 제안되었으나, 이들 방법은 현재의 일반적인 열연-냉연-연속소둔의 설비에서는 구현하기 어려우며 특히, 압연판의 형상을 제어하기 어려워 실제로 상업적인 생산은 이루어지지 않는 문제점을 가지고 있다.
본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 열간압연 공정을 적절하게 제어하여 인장강도 380~430MPa의 강도를 가지면서 동시에 종래의 심가공용 강판보다 우수한 성형성을 나타내는 심가공용 냉연강판을 용이하게 제조하는 방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.1% 이하, Mn: 0.06%~1.5%, P: 0.03~0.15%, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.10~0.40%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.003~0.010%, Nb: 0.003~0.040%, B: 0.0002~0.0020%, Mo: 0.05% 이하와, 여기에 Sb: 0.001~0.05%, Sn: 0.001~0.05% 이하중 1종 또는 2종, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 성분중 C, Mn, P, Nb, Ti, Al 및 Si가 Q = 250~300[단, Q = 40 C(%) + 215 Mn(%) + 120 P(%) + 480 Nb(%) + 820 Ti(%) + 460 Al(%) - 100 Si(%)]을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 미재결정온도(Tnr) 이하에서 마무리압연을 개시하여 압연패스당 압하변형량이 35% 이상인 압연패스가 4패스 이상인 조건으로 마무리 열간압연한 다음 600~700℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및
상기 냉간압연된 강판을 600~900℃에서 연속소둔하는 단계;를 포함하여 이루어지는 프레스 가공성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 강성분과 제조공정으로 나누어 상세하게 설명한다.
[강성분]
C: 0.010중량% 이하(이하, 단지 '%'로 기재함)
강중 C는 침입형 고용원소로 작용하여 냉연 및 소둔시 강판의 집합조직 형성과정에서 가공성에 유리한 {111} 집합조직의 형성을 저해할 뿐만 아니라 강중 함유량이 0.010%를 초과하여 많을 경우, 탄질화물 형성원소인 Ti, Nb첨가량을 높여야 하기 때문에 경제적으로도 불리하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.010% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1% 이하
강중 Si는 표면 스케일결함을 유발할 뿐만 아니라, 소둔시 템퍼칼라 및 도금시 미도금을 발생시키며, 본 발명에서는 이를 방지하기 위하여 상기 Si의 함량을 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.06~1.5%
강중 Mn은 강도확보를 위해 치환형 고용강화 원소로서 첨가되지만, 그 함량이 1.5%를 초과하면 연신율과 함께 r값이 급격히 저하되며, 또한 0.06% 미만인 경우는 강중 S에 의한 취성이 우려된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.06~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.03~0.15%
강중 P도 Mn과 함께 강도상승을 위해 첨가되는 대표적인 고용강화 원소로 서, 본 발명강인 Ti-Nb계 성분계의 강종에서는 강도상승 뿐만 아니라 결정립 미세화 및 입계편석 등에 의해 r값에 유리한 {111}집합조직의 발달을 가져오는데 유효한 성분이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.03% 이상 함유되어야 하지만, 그 함량이 0.15%를 초과하면 연신율의 급격한 하락과 함께 강의 취성이 크게 증가된다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.03~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.020% 이하
통상 심가공용 강을 제조하는 경우, 강중 S 함량은 0.005% 이하로 낮게 제한하는 것이 일반적이다. 그러나, 본 발명의 경우 Mn이 첨가되는 강이기 때문에 강중 S는 전부 MnS로 석출되어 고용 S에 의한 가공성 하락은 피할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 압연시의 에지크랙의 발생 위험이 있는 영역을 피하여 그 함량을 0.020% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.10~0.40%
냉연제품의 경우, 강중 Sol.Al은 강중 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지하면서 경제적인 측면을 고려하여 그 함량을 0.02~0.07%정도로 관리하여 생산하는 것이 일반적이다. 하지만, 본 발명의 경우는 비교적 낮은 소둔온도에서도 심가공성을 안정적으로 확보할 수 있게 해주는 역할을 한다. 즉, 본 발명에 있어서 강중 Sol.Al이 0.10% 이상인 경우는 강중 석출물의 크기를 조대화하고 P의 재결정억제 작용을 방해하는 효과를 뚜렷하게 나타내 재결정을 촉진시킬 뿐만 아니라 {111}계열의 집합조직을 발달시키는 역할을 나타낸다. 그러나, 그 함량이 0.40%를 초과하는 경우는 비용 상승 및 연주조업성을 해치기 때문에 그 함량을 0.10%~0.40%로 제한하는 것이 바람직하다. 본 발명강에 있어서 강중 Sol.Al은 탄질화물인 Ti, Nb계 석출물의 형성거동에 영향을 미쳐 석출물의 크기를 조대하게 하기 때문에 통상의 IF강에 비해 Ti, Nb를 적게 첨가하고도 더 양호한 가공성을 얻을 수 있도록 해주는 역할을 하는 것이다.
N: 0.010% 이하
강중 N은 고용상태로 존재하는 경우 가공성을 크게 해칠 뿐만 아니라, 그 함량이 0.010%를 초과하여 많을 경우 석출물로 고정하기 위한 Ti 및 Nb첨가량을 증가시켜야 하기 때문에 그 함량을 0.010% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.003~0.010%, Nb: 0.003~0.040%
본 발명은 가공성 확보 측면에서 매우 중요한 원소들인 Ti 및 Nb의 경우, 가공성(특히 r값) 상승효과를 내기 위한 최소 및 최적량을 고려하여 Ti는 0.003~0.010%, Nb는 0.003~0.040%의 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0002~0.0020%
강중 B는 입계강화원소로서 점용점부의 피로특성을 향상시키고, P입계취성을 방지하는 원소로서, 통상 그 함량이 0.0002%만 되도 상기의 효과를 나타내나, 그 함량이 0.0020%를 초과하면 급격히 가공성이 하락하고 도금강판의 표면특성이 열화된다. 따라서, 그 함량을 0.0002~0.002%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.05% 이하
강중 Mo는 내2차가공취성 및 도금성을 개선시키는 원소로서 첨가되었으나, 그 함량이 0.05%를 넘어서는 경우 상기 개선효과가 크게 감소할 뿐만 아니라 경제적으로도 불리하므로, 그 함량을 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sb: 0.001~0.05%와 Sn: 0.001~0.05%중 선택된 1종 또는 2종
강중 Sb는 MnO, SiO2, Al2O3 등의 표면 농화 발생을 억제하고 또한 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다. 상기 효과를 얻으려면 최소 0.001% 이상 필요하나 특정 한도 이상 첨가될 경우 소정의 효과를 얻을 수 없기 때문에 0.05% 이내로 제한하는 것이 바람직하다.
강중 Sn은 Sb와 유사한 효과가 확인되었다. 상기 효과를 얻으려면 최소 0.001% 이상 필요하나 특정 한도 이상 첨가될 경우 소정의 효과를 얻을 수 없기 때문에 0.05% 이내로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 성분들은 다음식 수학식 1로 계산된 표층부 누적압하 지수, Q가 다음의 관계 "250 ≤ Q ≤ 300" 충족시키는 것이 바람직하다.
[수학식 1]
Q = 40 C(%) + 215 Mn(%) + 120 P(%) + 480 Nb(%) + 820 Ti(%) + 460 Al(%) - 100 Si(%)
[단, C(%), Mn(%), P(%), Nb(%), Ti(%), Al(%) 및 Si(%)는 각 성분의 함량을 의미함]
상기 관계식은 마무리압연공정에서의 열간압연판 표층부의 누적압하 정도를 나타내는 값으로, 상기 값이 250보다 작을 경우 열연판 표층부의 누적압하 효과가 작아서 열연판 심층부와 표층부의 미세조직 차이가 없게 되고, 300보다 클 경우 누적압하 효과가 너무 커서 표층부 뿐만 아니라 심층부까지 누적압하되어 미세조직 차이가 없게 된다.
이하, 본 발명의 제조공정을 단계별로 나누어 상세하게 설명한다.
[제조공정]
본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 슬라브를 재가열하여 열간압연된 열연코일을 제조한 후 이를 다시 냉간압연 및 소둔처리하여 냉간압연판을 제조하게 된다. 이때 냉간압연판의 미세조직 및 기계적 성질은 열연코일의 미세조직에 의존한다는 점을 고려하여, 슬라브의 열간압연조건을 제어함으로써 열연코일의 미세조직을 결정하고 이로부터 냉간압연판재를 제조함으로서 목표로 하는 인장강도를 얻을 수 있으며 가공성을 극대화시킬 수 있다.
먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 마련한다.
이후, 상기 마련된 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도로 재가열한다. 이때 상기 재가열온도가 1150℃ 미만이면 열간압연시 부하가 발생할 수 있으며, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하될 수 있으므로, 상기 재가열온도는 1150~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이후, 상기와 같이 재가열된 강 슬라브를 열간압연함에 있어서, 마무리압연을 미재결정온도(Tnr) 이하에서 개시하며, 마무리압연시 압하율이 35% 이상인 압연패스가 4패스 이상이 되도록 마무리 열간압연한다.
마무리압연 개시온도를 Tnr 이하로 설정하는 것은 마무리압연중 압연판의 표층부에 누적압연량이 두께방향 중심부에 비해 커지도록 하기 위함이며 그 이유는 다음과 같다.
극저탄소강으로 제조한 냉연강판 또는 도금강판은 냉간압연중 표층부와 심층부의 유효변형량 차이에 의해 결정립 크기와 전위밀도, 집합조직이 상이하게 나타나며 이 때문에 냉간압연 및 소둔 후에 미세조직의 집합조직이 표층부와 심층부가 서로 다르게 형성되어 가공성을 악화시키게 된다. 따라서, 본 발명은 열간압연된 강판의 두께방향으로의 미세조직을 다르게 제조하여 냉간압연중 두께방향으로의 유효변형량 차이를 최소화시킴으로써 가공성을 향상시키고자 한다.
본 발명에 의해 열간압연된 극저탄소강은 압연판의 극표층부와 심층부의 미세조직이 서로 다르게 나타나게 되며, 상기 방법으로 제조된 열간압연판은 냉간압 연중 변형이 단단한 표층부 보다는 심층부에 우선적으로 가해지며 결국 표층부와 심층부의 변형에너지가 동일하게 분포하게 되고 소둔중 재결정이 균일하게 형성되어 가공성이 향상된다. 따라서, 상기 방법으로 제조된 냉연강판과 도금강판은 프레스 가공성이 우수하여 자동차용 내판 또는 외판용 소재로 적합하다.
이를 위해서는 열간압연중 압연판의 표층부의 전위밀도를 심층부에 비해 크게 증가시켜야 하는데, 특히 마무리 압연온도를 낮게 설정하거나 마무리압연 종료 직전 압연패스에서 압하량을 높이거나 압연속도를 증가시켜야 한다. 하지만, 압연속도를 증가시키는 것은 압연판의 온도를 변화시켜 열연코일 길이방향에 대한 온도를 일정하게 유지하기가 어렵게 되며, 특정패스에서 압하량을 높이는 것은 V-자 결함이 발생하기 쉽고 압연판의 파단이 발생하거나 압연판 형상을 일정하게 제조하기 곤란하다. 이에 본 발명에서는 마무리압연시 압연 개시온도를 Tnr 이하로 설정한 것이다.
본 발명에서 보다 바람직하게는 하기 수학식 2에 의하여 계산되는 Tnr값을 이용하는 것이다. 하기 수학식 2는 강의 조성과 최종제품의 두께를 기준으로 계산한 미재결정온도(Tnr) 값이다.
[수학식 2]
Tnr = 850 + 0.5 Q + 20 (3-Th(mm))
[단, Q는 수학식 1에 의해 계산된 값이며, Th는 열간압연 후 압연판의 두께(mm)임]
또한, 마무리압연중 강의 전위밀도를 증가시키고 표층부에 전단변형량을 증가시키는 방법중 한가지가 마무리압연중 미재결정온도 이하에서의 압하량을 증가시키는 것이다. 따라서, 본 발명에서는 마무리압연중 모든 압연 패스가 미재결정온도 이하에서 압연되도록 하며, 이때 적어도 4패스 이상의 압연패스에서 각각의 압하 변형량이 35% 이상으로 압연하는 기술을 제안한다. 보다 바람직하게는, 상기 4패스 이상의 압연패스를 연속적으로 적용하는 것이며, 이는 미재결정온도 이하에서 압하되는 초기 압연패스의 변형량이 다음번 압연패스에서 더욱 많이 누적될 수 있어서 압연판 표층부의 전단변형량을 효과적으로 증가시킬 수 있게 되어 보다 바람직하다.
또한, 본 발명에서는 압연패스당 압하변형량을 하기 수학식 3에 의하여 계산한 값을 이용하는 것이 가능하다.
[수학식 3]
Ei = (2/31/2) Ln(H/h)
[단, Ei는 i번째 압연패스의 압하변형량, H는 압연전 압연판의 두께, h는 압연후 압연판의 두께를 의미함]
이어, 상기 마무리압연된 강판을 600~700℃의 온도에서 권취한다. 이때, 상기 권취온도가 600℃ 미만이면 저온조직인 베이나이트 또는 입계가 불규칙한 페라이트 변태가 일어나 강도는 증가하게 되나 연성이 저하되고, 700℃를 초과하면 미 세조직이 조대한 페라이트가 형성되어 강도가 떨어지는 문제점이 있다.
상기와 같이 제조된 열연판은 이후 냉간압연되며, 이때 상기 냉간압연시 압하율은 50~90%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 냉간압하율이 50% 미만의 경우에는 소둔재결정 핵생성 양이 적기 때문에 소둔시 결정립이 너무 크게 성장하여 소둔 재결정립의 조대화로 강도 및 성형성이 저하된다. 또한, 냉간압하율이 90%를 초과하는 경우에는 성형성은 향상되지만 핵생성 양이 너무 많아 소둔 재결정립이 오히려 너무 미세해져 연성이 저하한다.
이후, 상기 냉간압연된 강판을 연속소둔하며, 이때 연속소둔 온도가 600℃ 미만이면 재결정립이 너무 미세하여 목표로 하는 연성값을 확보할 수 없으며, 900℃를 초과하면 재결정립의 조대화로 강도가 저하된다. 연속소둔 시간은 특별하게 제한되는 것은 아니나, 약 10초 이상이면 재결정이 완료된다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다.
[실시예]
하기 표 1에 본 발명의 성분 조성을 만족하는 발명강과 만족하지 않는 비교강의 강성분을 나타내었다.
강종 성분함량(중량%)
C Si Mn P S Sol.Al N Ti Nb B Mo Sb
비교강 0.0015 0.06 0.75 0.07 0.009 0.029 0.0038 0.01 0.008 0.0007 0.01 -
발명강 0.0023 0.06 0.87 0.08 0.010 0.15 0.0035 0.008 0.007 0.0006 0.01 0.08
하기 표 2는 상기 강종들에 대하여 수학식 1과 2에 의해 계산된 표층부 누적압하 지수(Q), 미재결정온도(Tnr), 열간압연후 압연판의 두께(Th), 마무리압연 개시온도(FET), 마무리압연 종료온도(FDT), 권취온도(CT) 및 마무리압연 패스당 압하율(Ei)을 나타낸 것이다.
하기 표 2에 나타낸 모든 발명재 및 비교재는 냉간압하율과 소둔온도를 각각 75%와 810℃로 동일하게 적용하였다. 또한, 마무리압연에서의 압연변형량 E1, E2, E3, E4, E5, E6, E7은 수학식 3에 의해 계산된 마무리압연의 1번째에서부터 7번째 압연패스까지의 압하변형량이다.
구분 강종 Q Th (mm) Tnr (℃) FET (℃) FDT (℃) CT (℃) E1 E2 E3 E4 E5 E6 E7
비교재1 비교강 189.1 3 944.5 980 918 685 0.28 0.38 0.42 0.33 0.29 0.17 0.10
비교재2 비교강 189.1 3 944.5 980 918 690 0.31 0.42 0.40 0.40 0.38 0.17 0.10
비교재3 발명강 269.7 3 984.8 1020 928 688 0.31 0.42 0.40 0.40 0.38 0.17 0.10
비교재4 발명강 269.7 3 984.8 990 920 685 0.28 0.38 0.42 0.33 0.29 0.17 0.10
발명재 발명강 269.7 3 984.8 977 915 680 0.31 0.42 0.40 0.40 0.38 0.17 0.10
도 1은 비교재 3, 비교재 4 및 발명재의 열연판의 표층부와 심층부를 광학현미경으로 관찰한 결과이다. 발명재의 미세조직이 비교재 3 및 비교재 4에 비해 전반적으로 미세한 결정립으로 구성되어 있으며, 극표층부에 5㎛ 미만의 매우 미세한 결정립들이 분포하는 것을 확인할 수 있었다. 이와 같은 열연판 극표층부의 미세한 결정립들은 전위밀도가 높아 냉간압연시 변형량이 심층부까지 골고루 분포하는데 도움이 된다.
도 2는 발명재 및 비교재 3, 비교재 4의 열연판의 두께방향에 대한 경도값 변화를 나타낸 것이다. 발명재의 열연판의 경도값은 비교재에 비해 표층부에서 높은 경도값을 보이는 것을 확인할 수 있었으며, 이는 냉간압연시 두께방향으로의 유효변형량이 균일하게 분포하는데 도움이 된다.
도 3은 발명재와 비교재 3의 냉간압연 및 소둔 후 냉연강판을 FE(Field Emission)-SEM과 EBSD(Electron Backscattered Direction)를 이용하여 측정한 결정학적 방위맵(Map)을 보여준다.
역극점도의 색깔과 비교하면, 본 발명의 경우 α- fiber(압연방향이 <110>방향과 평행한 결정립)와 γ- fiber(압연방향의 수직방향이 <111>방향과 평행한 결정립) 집합조직이 함께 발달하고 있음을 알 수 있었다. 발명재의 경우 γ- fiber의 미세조직이 비교재에 비해 골고루 발달해 있는 것을 알 수 있었으며 발명재의 평균 결정립의 크기가 11.3㎛로 비교재의 평균 결정립 크기인 13.3㎛에 비해 작게 나타났다.
하기 표 3은 발명재 및 비교재의 소둔후 냉연강판의 기계적 성질을 나타낸 것이다. 하기 표 3에서 YS, TS, El, r, △r은 각각 항복강도, 인장강도, 연신율, 소성이방성지수, 면내이방성지수이며, 인장 시험편은 ASTM ASTM E-8 standard) 규격에 따라 준비하였다. 소성이방성지수와 면내이방성지수는 각각 r = (r0+2r45+r90)/4, △r = (r0-2r45+r90)/2이다.
구분 YS(MPa) TS(MPa) El(%) r Δr
비교재1 235 385 39.2 2.07 0.72
비교재2 238 392 38.7 2.02 0.58
비교재3 243 398 38.5 1.99 0.52
비교재4 249 405 38.1 1.98 0.45
발명재 248 410 38.8 2.15 0.28
비교재 1 및 비교재 2는 Q값이 적정조건을 만족시키지 못하고 있어서 발명재에 비해 강도 및 가공성이 부족하였으며, 비교재 3 및 비교재 4는 누적압하지수, Q가 적정조건을 만족하고 있지만 열연공정조건인 마무리압연 개시온도가 높고 마무리압연에서의 35%이상의 변형량으로 구성된 압연패스 수가 4회 미만이므로 가공성이 부족하게 나타났다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 380~430MPa의 강도를 가지면서 동시에 종래의 심가공용 강판보다 우수한 성형성을 갖는 냉연강판을 제공할 수 있다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C: 0.010% 이하, Si: 0.1% 이하, Mn: 0.06%~1.5%, P: 0.03~0.15%, S: 0.020% 이하, Sol.Al: 0.10~0.40%, N: 0.010% 이하, Ti: 0.003~0.010%, Nb: 0.003~0.040%, B: 0.0002~0.0020%, Mo: 0.05% 이하와, 여기에 Sb: 0.001~0.05%, Sn: 0.001~0.05% 이하중 1종 또는 2종, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 성분중 C, Mn, P, Nb, Ti, Al 및 Si가 Q = 250~300[단, Q = 40 C(%) + 215 Mn(%) + 120 P(%) + 480 Nb(%) + 820 Ti(%) + 460 Al(%) - 100 Si(%)]을 만족하는 강 슬라브를 1150~1300℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 미재결정온도(Tnr) 이하에서 마무리압연을 개시하여 압연패스당 압하변형량이 35∼42%인 압연패스가 4패스 이상인 조건으로 마무리 열간압연한 다음 600~700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연판을 50~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계; 및
    상기 냉간압연된 강판을 600~900℃에서 연속소둔하는 단계;를 포함하여 이루어지는 프레스 가공성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 미재결정온도(Tnr)는 Tnr = 850 + 0.5 Q + 20 (3 - Th(mm))[단, Th는 열간압연 후 압연판의 두께를 의미함]로부터 얻어진 값임을 특징으로 하는 프레스 가공성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 압연패스당 압하변형량(Ei)은 Ei = (2/31/2) Ln(H/h)[단, Ei는 i번째 압연패스의 압하변형량, H는 압연전 압연판의 두께, h는 압연후 압연판의 두께를 의미함]로부터 얻어진 값임을 특징으로 하는 프레스 가공성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 압하변형량이 35% 이상인 4패스 이상의 압연패스가 연속적으로 적용됨을 특징으로 하는 프레스 가공성이 우수한 심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110257714A (zh) * 2019-07-22 2019-09-20 新疆八一钢铁股份有限公司 一种合金成分优化的电极壳钢生产工艺

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03190394A (ja) * 1989-12-20 1991-08-20 Matsushita Electric Ind Co Ltd 音声符号化装置
JPH05171353A (ja) * 1991-07-30 1993-07-09 Nippon Steel Corp 焼付け硬化性に優れた深絞り用薄鋼板およびその製造方法
US5290370A (en) 1991-08-19 1994-03-01 Kawasaki Steel Corporation Cold-rolled high-tension steel sheet having superior deep drawability and method thereof
JP2000345293A (ja) 1999-06-08 2000-12-12 Nippon Steel Corp 窒化による硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板
KR20050063982A (ko) * 2003-12-23 2005-06-29 주식회사 포스코 미니밀공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법
KR20060028907A (ko) * 2004-09-30 2006-04-04 주식회사 포스코 심가공용 연질 박강판의 제조방법 및 이 방법에 의하여제조된 박강판

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03190394A (ja) * 1989-12-20 1991-08-20 Matsushita Electric Ind Co Ltd 音声符号化装置
JPH05171353A (ja) * 1991-07-30 1993-07-09 Nippon Steel Corp 焼付け硬化性に優れた深絞り用薄鋼板およびその製造方法
US5290370A (en) 1991-08-19 1994-03-01 Kawasaki Steel Corporation Cold-rolled high-tension steel sheet having superior deep drawability and method thereof
JP2000345293A (ja) 1999-06-08 2000-12-12 Nippon Steel Corp 窒化による硬化特性に優れた深絞り用冷延鋼板
KR20050063982A (ko) * 2003-12-23 2005-06-29 주식회사 포스코 미니밀공정에 의한 심가공용 고강도 강판의 제조방법
KR20060028907A (ko) * 2004-09-30 2006-04-04 주식회사 포스코 심가공용 연질 박강판의 제조방법 및 이 방법에 의하여제조된 박강판

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110257714A (zh) * 2019-07-22 2019-09-20 新疆八一钢铁股份有限公司 一种合金成分优化的电极壳钢生产工艺
CN110257714B (zh) * 2019-07-22 2021-02-05 新疆八一钢铁股份有限公司 一种合金成分优化的电极壳钢生产工艺

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