KR100722392B1

KR100722392B1 - 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR100722392B1
Application number: KR1020050130115A
Authority: KR
Inventors: 임영록; 김교성; 이규영
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-26
Filing date: 2005-12-26
Publication date: 2007-05-28

Abstract

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 탄화물의 평균 크기는 1㎛ 이하가 된다.

또한, 본 발명의 다른 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]% 미만, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, 탄화물의 평균 크기는 1㎛ 이하가 된다.

베이나이트, 고탄소강, 미세탄화물, 미세구상화, 신장플랜지성, 성형성, 냉연강판

Description

신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법{HIGH CARBON STEEL SHEET SUPERIOR IN STRETCH FLANGING PROPERTIES AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

도 1은 붕소(B)을 첨가하지 않은 강의 연속냉각 상태도이다.

도 2는 붕소(B)를 첨가한 강의 연속냉각 상태도이다.

본 발명은 고탄소 강판에 관한 것으로 보다 상세하게는 소둔 후 탄화물이 미세하고 균일하게 분포하여 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

일반적으로 가공용 고탄소강은 열연강판으로 제조된 후, 펄라이트 조직을 구상화 세멘타이트로 만들기 위한 구상화 소둔을 거치게 된다. 이러한 열연권취 후 구상화 소둔을 거친 가공용 고탄소강은 드로잉 성형, 장출 성형, 신장 플랜지 성형, 굽힘 성형 등 대표적인 가공 모드의 적용을 받게 되다. 그런데 페라이트와 세멘타이트 2개의 상으로 구성되는 고탄소강의 경우, 페라이트와 세멘타이트의 형상, 크기 및 분포가 가공성에 큰 영향을 미치게 된다.

즉, 고탄소강에 초석 페라이트 조직이 다량 함유된 경우에는 초석 페라이트의 특성상 내부에 탄화물이 포함되어 있지 않으므로 연성은 우수하지만, 구멍 확장성으로 평가되는 신장 플랜지성에 문제가 있을 수 있다.

초석 페라이트 및 구상화된 탄화물을 포함하는 페라이트로 구성된 조직을 갖는 고탄소강은, 구상화된 탄화물을 포함하는 페라이트로만 구성된 조직을 갖는 고탄소강에 비하여 탄화물의 크기가 크다.

따라서 구멍이 확장 가공됨에 따라 초석 페라이트와 구상화 탄화물을 포함하고 있는 페라이트 간의 변형차가 존재하게 된다. 이때, 재료의 변형 연속성을 보장하기 위해 상대적으로 조대한 탄화물과 페라이트의 계면에 변형이 집중된다. 따라서 계면에서 보이드(void)가 발생하고, 합체에 의한 균열 성장이 일어나므로 고탄소강의 신장 플랜지성이 열화된다.

또한, 가공용 고탄소강의 경우 가공, 오스테나이트화 처리 및 담금질을 시행하는 후속 열처리를 통해 경도를 높이게 된다. 이 경우, 고탄소강 시료의 두께가 두껍거나 크기가 큰 경우에는 고탄소강의 경도 분포가 불균일해 진다.

자동차 부품 등의 정밀부품에서 이와 같은 경도 편차가 존재하는 경우, 부품의 내구성 측면에서도 편차가 유발되므로 열처리 후 균일한 재질 분포를 얻는 것이 매우 중요하다.

이러한 문제를 해결하기 위한 종래의 기술로는 일본 특허 공보 특개평11-269552, 특개평11-269553, 미국 특허 공보 6,589,369 B2, 일본 특허 공보 특개2003-13144, 특개2003-13145에 제안된 방법이 있다.

먼저, 특개평11-269552와 특개평11-269553에서는 중탄소강 또는 고탄소 강판의 제조 방법을 제안하고 있다. 여기에서는 탄소(C) 함량이 0.1~0.8%이며 실질적으로 페라이트와 펄라이트 조직으로 구성된 금속 조직으로 초석 페라이트 면적율이 0.4×(1-[C]%/0.8)×100 이상, 펄라이트 층상간격이 0.1㎛이상인 열연강판을 준비하고, 이에 대해 15% 이상의 압하율로 냉간압연을 실시하고, 2단계의 가열 패턴을 이용하여 가열하며, 냉각하여 특정온도에서 유지하는 총 3단계의 가열패턴을 적용함에 의한 중탄소강 또는 고탄소 강판의 제조 방법을 개시하고 있다.

그러나 이러한 방법은 제조 비용이 높으며, 전술한 바와 같이 초석 페라이트의 존재에 의해 신장 플랜지성이 열화하게 된다.

또한, 미국 특허 공보 6,589,369 B2에서는 탄소(C) 0.01~0.3%, 규소(Si) 0.01~2%, 망간(Mn) 0.05~3%, 인(P) 0.1% 이하, 황(S) 0.01% 이하 및 알루미늄(Al) 0.005~1% 함유하며, 페라이트를 제1 상으로 하고, 마르텐사이트나 잔류 오스테나이트를 제2 상으로 하며, 제2 상의 부피 분율을 평균 결정립 크기로 나눈 몫이 3~12의 값을 갖고, 제2 상의 평균 경도값을 페라이트의 평균 경도값으로 나눈 몫이 1.5~7인 강판을 제조하는 방법을 개시하고 있다.

그러나 이러한 방법은 통상의 고탄소강에서 중요한 인자인 오스테나이트화 열처리 후 냉각에 의해 얻어지는 높은 경도값을 기대할 수 없으며, 균일한 탄화물 분포를 얻을 수 없어 최종 소둔 후 신장 플랜지성이 열화되는 문제점이 있다.

또한, 일본 특허 공보 특개2003-13144와 특개2003-13145에서는 0.2~0.7% 탄 소강을 Ar₃ 변태 온도 보다 20℃ 낮은 온도 이상의 온도에서 열간압연을 실시 한 후, 120℃/sec를 넘는 냉각속도로 냉각하여 650℃ 이상에서 냉각을 정지하고, 600℃이하에서 권취를 행하고 이를 산세한 후, 640℃~Ac₁ 변태 온도 사이에서 소둔을 행한다.

이에 의하여 탄화물 평균 입경이 0.1~1.2㎛이고, 탄화물이 없는 페라이트의 체적율이 10% 이하로 조직을 제어함에 의하여 열연 고탄소 강판을 제조하거나, 또는 위의 제조 방법에서 열연강판을 산세한 후에 30%이상의 압하율로 냉간압연하고 이를 600℃~Ac₁ 변태 온도 사이에서 소둔을 행함에 의하여 탄화물 평균 입경이 0.1~2.0㎛이고, 탄화물이 없는 페라이트의 체적율 15%이하로 조직을 제어하는 고탄소 냉연강판의 제조 방법을 제시하고 있다.

그러나 통상의 열간압연 공장에서 열간압연후 120℃/sec를 초과하는 냉각속도로 냉각을 실시하기 위해서는 별도의 냉각장치가 필요하고 이의 설치를 위하여는 고가의 비용이 소요되는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 탄화물이 미세하고 균일하게 분포하여 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법을 제공하는데 있다.

상기의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은 중 량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하가 된다. 또한, Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%를 더 포함할 수 있다.

또한, 본 발명의 다른 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]% 미만, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하고, 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하가 된다.

한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법은 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 제조하는 단계,

슬라브를 재가열하고 Ar₃ 변태 온도 이상의 마무리 온도에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 열연강판을 냉각속도 20℃/sec 이상으로 냉각하는 단계, 열연강판을 530℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함한다.

이때, 강 슬라브가 Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%를 더 포함할 수 있다.

또한, 본 발명의 다른 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법은 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]% 미만, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하는 강 슬라브를 제조하는 단계, 슬라브를 재가열하고 마무리 온도를 Ar₃ 변태 온도 이상에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 열연강판을 냉각속도 20℃/sec 이상으로 냉각하는 단계, 열연강판을 530℃이하의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계를 포함한다.

또한, 각각의 경우 열연강판을 30% 이상의 압하율로 냉간압연하는 단계 및 냉연강판을 600℃~Ac₁ 변태 온도 범위에서 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다.

또한, 열연강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10% 이하이고, 주요 상이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트로 형성될 수 있다.

이와 같은 본 발명의 실시예들에 따른 고탄소 강판의 화학조성을 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.

먼저, 탄소(C)의 함량은 0.2~0.5%로 한다. 이와 같이 탄소(C)의 함량을 한정한 이유는 탄소의 함량이 0.2% 미만인 경우에는 담금질에 의한 경도 상승, 즉 우수한 내구성을 확보하기 어렵다. 또한, 탄소(C)가 0.5%를 넘는 경우에는 제2 상인 세멘타이트의 절대량의 증가로 인하여 구상화 소둔 후 신장 플랜지성 등의 가공성이 열화된다. 따라서 탄소(C)의 함량은 0.2~0.5%로 하는 것이 바람직하다.

망간(Mn)의 함량은 0.1~1.2%로 한다. 이와 같이 망간(Mn)의 함량을 한정한 이유는 망간(Mn)의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 강의 제조공정 중 불가피하게 함유되는 황(S)과 철(Fe)이 결합한 황화철(FeS)의 형성에 의한 적열취성이 발생된다. 또한, 망간(Mn)이 1.2%를 넘는 경우에는 중심 편석 혹은 미소 편석 등의 편석이 심해지게 되는데, 망간(Mn)은 세멘타이트의 구성 원소이므로, 편석대에서의 탄화물의 밀도나 크기가 크게 되어 성형성을 저해하게 된다. 따라서 망간(Mn)의 함량은 0.1~1.2%로 하는 것이 바람직하다.

규소(Si)의 함량은 0.4% 이하로 한다. 규소(Si)의 함량이 0.4%를 넘는 경우, 스케일결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하를 초래한다. 따라서 규소(Si)의 함량은 0.4% 이하로 하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr)의 함량은 0.5% 이하로 한다. 크롬(Cr)은 붕소(B)와 마찬가지로 강의 소입성을 향상시키는 원소로 알려져 있어 붕소(B)와 복합 첨가되는 경우 상변태 제어에 효과적일 수 있다. 그러나 크롬(Cr)이 0.5%를 넘는 경우, 구상화 속도를 지연시킬 수 있다. 따라서 크롬(Cr)의 함량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 알루미늄(Al)은 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고 시 비금속 개재물의 형성을 방지하고, 강 중에 존재하는 질소(N)를 질화알루미늄(AlN)으로 고정함에 의하여 결정립 크기를 미세화시킨다.

그러나 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기와 같은 첨가 목적을 이룰 수 없다. 또한, 알루미늄(Al)의 함량이 0.1%를 넘는 경우 강의 강도를 증가시키는 문제와 제강 원단위의 상승의 문제가 있다. 따라서 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 하는 것이 바람직하다.

황(S)의 함량은 0.012% 이하로 한다. 황(S)의 함량이 0.012%를 넘는 경우에는 황화망간(MnS)이 석출되어 냉연강판의 성형성이 악화된다. 따라서 황(S)의 함량은 0.012% 이하로 하는 것이 바람직하다.

지르코늄(Zr)은 질화지르코늄(ZrN)을 석출시킴으로써 질소(N)을 제거한다. 이에 따라 질소(N)가 질화붕소(BN)를 형성하여 붕소(B)의 첨가 효과를 억제시키는 것을 방지한다. 그런데 지르코늄(Zr)의 함량이 0.5×91/14×[N]% 미만인 경우, 질소(N)를 기지에서 제거하는 효과가 적어 질화붕소(BN)의 형성을 효과적으로 막을 수 없게 된다. 따라서 이 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하여야 한다.

그러나 지르코늄(Zr)의 함량이 0.5×91/14×[N]% 이상인 경우에는 질화지르코늄(ZrN)이 석출되어 질소(N)를 효율적으로 제거할 수 있으므로 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족할 필요가 없다.

다만, 지르코늄(Zr)의 함량이 0.03%를 넘는 경우에는 제강 원단위가 상승한다. 따라서 지르코늄(Zr)의 함량은 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하거나, 또는 0.5×91/14×[N]~0.03%로 하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti)도 질화티타늄(TiN)을 석출시켜 질화붕소(BN)의 형성을 억제할 수 있다. 그러나 티타늄(Ti)의 함량이 0.5×48/14×[N]% 미만인 경우에는 질소(N)를 기지에서 제거하는 효과가 적어 질화붕소(BN)의 형성을 효과적으로 막을 수 없게 된다. 따라서 이 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하여야 한다.

그러나 티타늄(Ti)의 함량이 0.5×48/14×[N]% 이상인 경우에는 질소(N)의 질화티타늄(TiN) 석출에 의한 질소(N)의 제거가 효율적으로 가능하므로 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족할 필요가 없다.

다만, 티타늄(Ti)의 함량이 0.03%를 넘는 경우에는 탄화티타늄(TiC)이 형성되어 탄소(C)량 감소효과로 열처리성이 감소되고, 또한 제강 원단위가 상승한다.

따라서 티타늄(Ti)의 함량은 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하거나, 또는 0.5×48/14×[N]~0.03%로 하는 것이 바람직하다.

즉, 질소(N)를 제거하여 질화붕소(BN)의 석출을 억제하기 위해서는 티타늄(Ti) 0.5×48/14×[N]~0.03% 및 지르코늄(Zr) 0.5×91/14×[N]~0.03% 중 적어도 하나가 첨가되거나, 또는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하여야 한다.

질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 한다. 질소(N)는 티타늄(Ti)의 첨가 없이 붕소(B)만 첨가되는 경우에 질화붕소(BN)를 형성하여 붕소(B)의 첨가 효과를 억제시키므로, 그 첨가량을 최소화하는 것이 바람직하다. 다만, 질소(N)가 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족하는 범위에서 그 함량이 질소(N)의 함량은 0.006%를 넘는 경우, 석출물의 수가 많아져서 붕소(B)의 첨가 효과를 상쇄시킨다. 따라서 질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 하는 것이 바람직하다.

그러나 티타늄(Ti)이 첨가되는 경우에는 질화티타늄(TiN)의 석출에 의해 질화붕소(BN)가 형성되지 않으므로, 티타늄(Ti)이 0.5×48/14×[N]% 이상으로 첨가된 경우에는 B(원자%)/N(원자%)>1인 조건을 만족할 필요가 없다.

붕소(B)는 결정립계에 편석하여 입계 에너지를 낮추거나, 또는 Fe₂₃(C, B)₆의 미세 석출물이 결정립계에 편석하여 입계 면적을 낮추는 효과에 의하여 오스테나이트가 페라이트나 베이나이트로 변태하는 것을 억제한다.

또한, 최종 가공 후에 수행되는 열처리시의 담금질성 확보를 위해서도 매우 중요한 합금원소이다.

붕소(B)가 0.0005% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기와 같은 효과를 기대하기 어렵게 된다. 또한, 붕소(B)의 함량이 0.0080%를 넘는 경우에는 붕소(B) 석출물의 입계 석출에 의한 인성 열화 및 소입성 저하의 문제가 발생할 수 있다. 따라서 붕소(B)의 함량은 0.0005~0.0080%로 하는 것이 바람직하다.

도 1 및 도 2는 붕소(B)의 첨가에 의한 상변태 제어를 나타낸 개략도이다.

도면에서 Ms는 마르텐사이트 생성 개시온도를 나타내며, Mf는 마르텐사이트 생성 종료온도를 나타낸다.

도 1은 붕소(B)를 첨가하지 않은 강을 고온 예컨대, 사상압연 마무리 온도로부터 각기 다른 냉각속도로 상온까지 냉각함에 따라서 얻어지는 미세조직을 개략적인 연속냉각 상태도로 나타낸 것이다.

도 1에서 보는 바와 같이, 강에 붕소(B)를 첨가하지 않은 경우, v₁의 냉각속도로 냉각시에는 마르텐사이트 단상이 얻어지며, v₂의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 조직이 얻어지고, v₃의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 조직이 얻어진다.

도 2에서 보는 바와 같이, 이러한 강에 붕소(B)를 첨가하는 경우에 페라이 트, 펄라이트 베이나이트 변태곡선이 도 1에 비하여 시간 축을 따라 오른쪽으로 이동하여 변태가 지연되는 효과가 발생한다.

즉, 붕소(B)의 첨가로 인해 동일한 냉각속도에 대하여 붕소(B)를 첨가하지 않은 강에서와 다른 미세조직을 얻게 된다. 즉, v₁ 및 v₂의 냉각속도에서는 마르텐사이트를 얻게 되며, v₃의 냉각속도에서는 베이나이트와 마르텐사이트의 미세조직을 얻게 된다. 이와 같이, 붕소(B)의 첨가에 의해 냉각속도를 증가시킨 효과를 얻게 된다.

이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법에 대하여 설명하도록 한다.

먼저, 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 제조한다. 이때, Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%를 더 첨가할 수 있다.

또는, 중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]% 미만, Ti: 0.5×48/14×[N] 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하는 강 슬라브를 제조한다. 이와 같은 강 슬라브의 화학 조성을 한정한 이유는 전술한 바와 같으므로 여기에서는 그 설명을 생략하도록 한다.

다음으로, 슬라브를 재가열하고 Ar₃ 변태 온도 이상의 마무리 온도에서 열간압연하여 열연강판을 제조한다. 이때, 열간 압연 마무리 온도를 Ar₃ 변태 온도이상으로 하는 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함이다. 즉, 2상역 압연이 행해질 경우 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트가 다량 발생하게 되어 전체 조직에 걸친 균일한 탄화물의 분포를 얻을 수가 없기 때문이다.

다음으로, 열연강판을 냉각속도 20℃/sec 이상으로 냉각한다. 열간압연 후 냉각속도가 20℃/sec 미만인 경우에는 페라이트와 펄라이트의 석출이 다량 이루어지게 되어 열연 베이나이트, 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직 또는 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없게 된다. 따라서 냉각속도를 20℃/sec 이상으로 한다.

다음으로, 열연강판을 530℃ 이하의 온도에서 권취한다. 권취 온도가 530℃를 넘는 경우에는 펄라이트 변태를 유발하여 저온조직을 얻을 수 없으므로 권취 온도는 530℃ 이하로 한다. 낮은 온도에서 권취할수록 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 얻는데 유리하며, 실질적으로 이는 권취기의 성능에 의존하는 바가 크다.

이와 같이 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10% 이하이고, 주요 상이 베이나이트로 구성되거나 혹은 베이나이트와 마르텐사이트로 구성된 열연코일을 제조한다.

다음으로, 상기와 같이 열연 권취하여 제조된 열연코일을 산세한 후, 냉간압연하여 냉연강판을 제조한다. 이때, 30% 이상의 압하율로 냉간압연할 수 있다. 냉간 압하율을 30% 이상으로 하는 것은 그 이하의 냉간 압하량에서는 변형유기 결정립경계 이동현상(Strain Induced Boundary Migration, SIBM)을 야기하여 부분적으로 조대한 결정립을 형성함에 의해 구멍 확장성을 해칠 수 있기 때문이다.

다음으로, 냉연강판을 소둔한다. 이때, 소둔은 600℃~Ac₁ 변태 온도 범위에서 이루어질 수 있다. 소둔이 600℃ 미만의 온도에서 이루어지는 경우, 조직에 내재되어 있는 전위를 실질적으로 제거하고 탄화물의 구상화를 이루는 것이 어려워 진다.

또한, Ac₁ 변태 온도를 넘는 온도에서 소둔하는 경우, 역변태를 유발하여 이후 냉각시에 펄라이트 변태가 이루어지므로, 가공성이 열화된다. 따라서 600℃~Ac₁ 변태 온도 범위에서 소둔하는 것이 바람직하다.

이와 같이, 초석 페라이트와 펄라이트의 생성을 억제하고 베이나이트 혹은 마르텐사이트 조직을 형성함으로써 최종 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하인 미세 구상화강을 제조함에 의하여 신장 플랜지성이 매우 우수한 고탄소 강판을 얻을 수 있다.

이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 아래의 실험예는 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.

실험예

진공 유도용해에 의해 표 1에 나타낸 A 내지 D의 조성을 갖는 강괴를 두께 60mm, 폭 175mm로 제작하고 1200℃에서 1시간 동안 재가열한 후, 열연 두께 2.0mm 가 되도록 열간압연을 하였다.

열간압연 마무리 온도는 Ar₃ 변태 온도 이상으로 하였으며, 사상압연 후(ROT) 냉각속도는 10℃/sec와 30℃/sec로 하여 열연권취 온도까지 냉각한 후에 300~600℃로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉시킴에 의하여 열연권취를 모사하였다.

냉간압하율은 30% 이상으로 실시하고 일부 강재에 대해서는 냉간압연에 앞서 소둔을 실시하였다. 냉간압연 후 소둔 열처리는 600℃~Ac₁ 변태 온도 이하에서 행하였으며, 그 결과를 표 2에 나타냈다.

표 1에 나타낸 강종 A, B는 전술한 화학 조성 범위에 속하는 강종이나, C, D는 전술한 화학 조성 범위의 조건에서 벗어난 강종이다. 표 1의 강종에 대한 제조 조건 즉, 사상압연 후 냉각속도, 권취온도에 따른 초석 페라이트의 존재 유무, 미세조직 특성 및 최종 구상화 소둔판의 구멍 확장성을 표 2에 나타냈다.

여기서 구멍 확장성은 시험편에 원형의 구멍을 형성한 후, 이를 원추형 펀치를 이용하여 확장시킬 때, 구멍의 가장 자리에 발생한 균열이 적어도 한 곳에서 두께 방향으로 관통할 때까지의 구멍 확대량을 초기의 구멍에 대한 비율로 표시한 것으로써, 신장 플랜지성을 평가하는 지수가 된다. 구멍 확장성은 아래의 수학식 1로 표현된다.

λ=(D_h-D_o)/D_o×100(%)

여기서, λ는 구멍 확장성(%), D_o는 초기 구멍직경(본 실험예에서는 10mm로 하였다.), D_h 는 파단후의 구멍직경(mm)이다.

초기 구멍을 펀칭할 때의 클리어런스(clearance)의 정의도 구멍 확장성을 평가하기 위하여 필요하며, 이는 다이와 펀치의 간격을 시험편의 두께에 대한 비율로 표시한 것으로써, 아래의 수학식 2에 의하여 정의되며, 본 실험예에서는 10%의 클리어런스를 이용하였다.

C=0.5×(d_d-d_p)/t×100(%)

여기서, C는 클리어런스(%), d_d는 타발 다이의 내경(mm), d_p는 타발 펀치의 직경(mm), t는 시험편의 두께이다.

표 2에서 보는 바와 같이, 초석 페라이트의 존재 여부는 마지막 열간압연 온도, 사상압연 후 냉각속도 및 권취 온도에 따른다. 즉, Ar₃ 변태 온도는 오스테나이트역에서 냉각을 시작한 후의 냉각 속도에 주로 의존을 하지만, Ar₃ 변태 온도 이하에서의 압연은 초석 페라이트의 생성을 의미하며, 이는 불균일한 세멘타이트의 분포를 유발하게 된다.

또한, 사상압연후 냉각속도가 느릴수록 페라이트 및 펄라이트 변태가 촉진되고, 냉각속도가 빠를수록 베이나이트와 마르텐사이트 변태가 일어나게 됨은 전술한 바와 같다.

또한, 열연 변태가 마무리되는 권취온도가 낮을수록 초석 페라이트의 존재 확률은 낮아진다. 이는 표 2에 나타낸 바와 같이, 동일 조성과 냉각조건에서도 권취온도가 높을수록 초석 페라이트가 많이 생기는 것과 일치한다.

표 2에 나타낸 초석 페라이트 유무의 기준은 초석 페라이트의 양이 10% 초과인 경우에 유로 표시하였고, 10% 이하인 경우에 무로 표시하였으며, 본 발명의 실험예들에서는 초석 페라이트가 10% 이하로 존재하였다.

즉, 본 발명의 실시예에서 제시한 고탄소 강판의 제조 방법에 따라 초석 페라이트와 펄라이트의 생성이 억제되고, 베이나이트 혹은 마르텐사이트 조직이 형성되어 최종 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하인 미세 구상화강이 제조됨을 알 수 있다.

또한, 구멍 확장성의 측정 결과로부터 본 발명에 따른 고탄소 강판의 신장 플랜지성이 매우 우수한 것을 확인 할 수 있다.

상기에서는 본 발명의 바람직한 실시예들에 대하여 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니고 특허청구범위와 발명의 상세한 설명 및 첨부한 도면의 범위 안에서 여러 가지로 변형하여 실시하는 것이 가능하고 이 또한 본 발명의 범위에 속하는 것은 당연하다.

이상 설명한 바와 같이 본 발명의 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 따르면 주요한 상이 베이나이트로 또는 베이나이트와 마르텐사이트로 형성된 열연강판을 얻 음으로써, 탄화물이 미세하고 균일하게 분포하여 신장 플랜지성이 우수한 고탄소 강판을 얻을 수 있다.

Claims

중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하인 고탄소 강판.
제1 항에 있어서,

Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%를 더 포함하는 고탄소 강판.
중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]% 미만, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하며, 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하인 고탄소 강판.
중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]~0.03%, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 제조하는 단계;

상기 슬라브를 재가열하고 Ar₃ 변태 온도 이상의 마무리 온도에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;

상기 열연강판을 냉각속도 20℃/sec 이상으로 냉각하는 단계; 및

상기 열연강판을 530℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계

를 포함하는 고탄소 강판의 제조 방법.
제4 항에 있어서,

상기 강 슬라브가 Ti: 0.5×48/14×[N]~0.03%를 더 포함하는 고탄소 강판의 제조 방법.
중량 %로 C: 0.2~0.5%, Mn: 0.1~1.2%, Si: 0.4% 이하, Cr: 0.5%이하, Al: 0.01~0.1%, S: 0.012% 이하, Zr: 0.5×91/14×[N]% 미만, Ti: 0.5×48/14×[N]% 미만, B: 0.0005~0.0080%, N: 0.006% 이하를 포함하며, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, B(원자%)/N(원자%)>1의 조건을 만족하는 강 슬라브를 제조하는 단계;

상기 슬라브를 재가열하고 마무리 온도를 Ar₃ 변태 온도 이상에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;

상기 열연강판을 냉각속도 20℃/sec 이상으로 냉각하는 단계; 및

상기 열연강판을 530℃이하의 온도에서 권취하여 열연코일을 제조하는 단계

를 포함하는 고탄소 강판의 제조 방법.
제4 항 내지 제6 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 열연코일을 30% 이상의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및

상기 냉연강판을 600℃~Ac₁ 변태 온도 범위에서 소둔하는 단계

를 더 포함하는 고탄소 강판의 제조 방법.
제4 항 내지 제6 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 열연강판은 초석 페라이트와 층상의 탄화물 구조를 갖는 펄라이트의 분율이 각각 10%이하이고, 주요 상이 베인나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트로 형성되는 고탄소 강판의 제조 방법.
제4 항 내지 제6 항 중 어느 한 항에 있어서,

고탄소 강판의 탄화물의 평균 크기가 1㎛ 이하인 고탄소 강판의 제조 방법.