KR101329893B1 - 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 가전 제품등에 사용되는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명은 중량 %로, 탄소(C): 0.15 ~ 0.25%, 망간 (Mn): 1.5 ~ 2.5%, 규소 (Si): 0.1 ~ 1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01 ~ 0.05%, 붕소 (B): 5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 그리고 그 조직이 70~100 vol.%의 베이나이트 및 0~30vol.% 의 페라이트를 포함하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법을 그 요지로 한다.
본 발명에 의해 제공되는 극박강판은 고강도 및 고성형성 특성을 가지므로, 노트 북(Notebook)이나, LCD 모니터 및 LCD, PMP, LED TV등의 샤시(chassis)류의 강도 지지용 부품은 물론 HV 500g 기준으로 300 HV 이상의 높은 강도를 필요로 하는 고강도 극박 냉연 제품 등에 유효하게 활용될 수 있다.

Description

고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법 {Thin Cold-Rolled Sheet Having High Strength and Formability and Method for manufacturing the Cold-Rolled Sheet}
본 발명은 가전 제품등에 사용되는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래의 가전 제품에 사용되는 강재의 경우, 대부분 일반 저탄소강 계열을 주로 사용하는 경향이 있어 성형성이 중요한 요소로 고려되고, 강도 측면은 고려되지 않았다.
특히, 높은 성형성을 요구하는 EDDQ 이상 급의 강재의 경우 오히려 성형성에 집중하여 강도를 특정값 이상으로 높이지 않는다.
그러나, 최근의 자동차, 가전 등 냉연 강판을 주로 사용하는 제품 군의 저원가와 고연비화, 슬림(Slim)화 등의 움직임에서 가장 중요한 키워드는 극박, 고강도화이다. 즉, 극박 제품을 사용함으로써 제품에 사용하는 강재의 총 중량을 줄일 수 있고, 한 제품에 사용하는 강재의 총 중량이 줄어들면 저 원가화의 실현이 가능하며, 보다 얇은 제품을 만들 수 있어 제품의 디자인도 다양화할 수 있는 장점이 있다. 이와 같이, 극박, 고강도화는 일석 삼조의 효과를 가져올 수 있다.
그리하여 최근 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 제품의 개발을 위한 많은 연구가 진행되어 왔다.
이러한 연구는 크게 1) 강판 제조공정 중 발생하는 변태를 이용한 조직 (변태) 강화, 2) 강중 고용할 수 있는 성분을 제어하는 고용강화, 3) 석출물을 분포시켜 강도 증가 효과를 꾀하는 석출강화, 4) 마지막으로 소둔 과정을 거쳐 완전 재결정된 강판을 다시 2차 압연하여 가공 경화를 일으키는 가공강화 등으로 나뉠 수 있다.
이러한 종래 기술을 크게 두 가지로 분류하면, 그 프로세스에 따라 2차 압연을 이용하는 1) DR(Double Reducing; 2차압연)형 프로세스와 2차 압연을 이용하지 않는 2) DR 생략형 프로세스로 나눌 수 있다. 즉, 상기한 변태강화, 고용강화, 석출강화 등도 마찬가지로 2차 압연 유무에 따라 DR공정형, DR 생략형 프로세스로 구분할 수 있다.
그 중 2차 압연을 이용하여 강도를 증가시키는 DR 공정형 프로세스의 경우 2차 압연으로 인한 강도 증가 때문에 필연적으로 수반되는 강 중 전위 등의 결함(defects)이 생성되고, 이러한 이유로 결국 강판의 강도는 완만히 증가하는데 반해, 연신율이 급격하게 하락하는 현상을 가져오게 되어 실제로 성형이 극심한 부위에 사용하기 힘든 실정이다.
실례로 2차 압연을 이용한 강판은 대부분의 연신율 레벨이 2~ 3% 미만의 수준으로 그 낮은 연신율로 인한 성형성 저하 및 2차 압연 시 발생하는 압연립의 영향으로 인해 압연 방향으로 크랙(crack)이 형성되는 취약점을 갖고 있는 실정이다.
이러한 종래 기술들을 강 중의 탄소 함량으로 나눠 구분하게 되면, 일반적으로 0.01 wt% 이하의 탄소 함량을 갖는 극저탄강계, 0.01< wt% C <0.1의 탄소함량의 저탄강계, 0. 1< wt% C <0.25의 탄소함량의 중탄강계, 그리고 0.25wt% 이상의 탄소함량을 갖는 고탄강계로 구분할 수 있다.
종래 기술을 살펴보면, 극저탄소강은 주로 캔용 강판으로 사용되며, 이에 대한 종래기술로는 2차 압하의 압하율을 작게 하고, Mn의 함량을 제어하여 강도를 향상시키는 기술(JP1995-274558)과 그 가공성 개선을 위해 압하율을 조절하는 개량특허(JP1997-216980) 등을 들 수 있다.
또한, 동일 강판을 Mn, P, TiC등의 고용 강화와 석출 강화를 이용하여 고온 강도를 향상시키는 특허(JP2002-307898, JP2002-201574) 등도 제안되어 있다. 하지만, 극저 탄소강의 경우 그 강도의 한계가 존재하고 강도를 향상하기 위해 2차 압연을 수행하는 도중에 연신율이 매우 낮은 레벨로 하락하여, 고성형성 및 고강도 제품을 생산하는데는 문제가 있다.
또한, 저탄강의 대부분의 고강도 강판은 캔용 블랙 플레이트[Black Plate (BP)] 로 사용되며, 이에 대한 종래기술로는 고질소강을 이용하고, DRM 저압하를 이용하는 DRM(Double Reducing Mill)의 저압하기술(JP1990-052642), Mn의 함량을 높이고 연연속 윤활압연, 2차 압연을 이용하는 기술(JP1996-239734), 과시효 처리에 의한 효과를 이용하는 기술(JP1997-040883), 급속 냉각하여 조직을 이용하는 기술(JP2006-074140) 등을 들 수 있다.
그러나, 이들 종래기술의 경우에도 저탄강의 강도 레벨이 낮고, 강도 레벨이 높다고 해도 일반적인 연속소둔공정에서는 구현하기 힘든 높은 냉각 속도를 요구하거나 얻어지는 최종의 연신율의 범위가 목표하는 범위보다 낮다는 점 등의 한계가 있다.
그리고, 0.2wt% 이상의 고탄강의 경우에는 대부분 초기의 높은 강도로 인해 PCM에서 압하가 힘들 뿐만 아니라 압하 후 형상 제어를 위한 레벨링 작업이 힘들어 극박 냉연재에서는 적용되고 있지 않은 실정이다.
최근 이러한 개념들을 복합하여 중탄계의 강판에서, P를 이용하여 기지 조직을 고용 강화하고 동시에, 기지 조직을 페라이트+ 펄라이트의 2상 조직으로 하고, 2차 압연을 10% 이하로 낮게 제어하여, 그 강도와 연신율의 조합을 극대화하는 강판이 개발된 바 있다(KR2009-0084530).
특히, 이 특허에서는 상기한 고용강화, 조직제어, 2차 압연 프로세스를 이용하는 가공 경화를 모두 이용하여 강도 레벨이 타 기술에 비해 높으며 (Y.S.>650 MPa), 그 2차 압연량이 적어 압연 방향의 성형성이 우수한 극박 냉연 강판을 제공하는 방법을 제시하고 있다.
그러나, 이러한 특허들은 2차 압연을 이용하여 그 프로세스가 복잡하고, 압연량이 적다고는 하지만 압연의 효과로 전위들이 생성되어 압연 방향과 압연 수직 방향의 성형성의 차이가 나타나는 등의 문제점이 있다.
본 발명의 일측면은 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 다른 측면은 강 조성 및 제조조건을 적절히 제어함으로써 2차 압연을 수행하지 않고서도 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판을 제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면에 따르면, 중량 %로, 탄소(C): 0.15 ~ 0.25%, 망간 (Mn): 1.5 ~ 2.5%, 규소 (Si): 0.1 ~ 1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01 ~ 0.05%, 붕소 (B): 5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 그리고 그 조직이 70~100 vol.%의 베이나이트 및 0~30vol.% 의 페라이트를 포함하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 측면에 따르면, 중량 %로, 탄소(C): 0.15 ~ 0.25%, 망간 (Mn): 1.5 ~ 2.5%, 규소 (Si): 0.1 ~ 1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01 ~ 0.05%, 붕소 (B): 5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열한 후 Ar3온도 이상에서 열간 마무리 압연하고 500 ∼ 800℃에서 권취한 후, 열간압연된 강판을 50 ∼ 90%의 압하율로 냉간압연한 후, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 다음, 250 ∼ 450℃의 온도구간까지 10∼50℃/sec의 냉각속도로 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판의 제조방법을 제공한다.
상기한 바와 같이, 본 발명에 의해 제공되는 극박강판은 고강도 및 고성형성 특성을 가지므로, 노트 북(Notebook)이나, LCD 모니터 및 LCD, PMP, LED TV등의 샤시(chassis)류의 강도 지지용 부품은 물론 HV 500g 기준으로 300 HV 이상의 높은 강도를 필요로 하는 고강도 극박 냉연 제품 등에 유효하게 활용될 수 있다.
도 1은 본 발명에 부합되는 발명재와 본 발명의 범위를 벗어나는 비교재의 광학조직사진으로서, 도 1의 (a)는 발명재의 조직사진을 나타내고, 도 1의 (b)는 비교재의 조직사진을 나타냄.
도 2는 본 발명에 부합되는 발명재의 조직을 배율을 달리하여 나타내는 전자현미경사진으로서, 도 2의 (a)는 배율 1000배(×1000)의 조직사진을 나타내고, 도 2의 (b)는 배율 2000배(×2000)의 조직사진을 나타내고, 그리고 도 2의 (c)는 배율 5000배(×5000)의 조직사진을 나타냄.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에서는 낮은 냉각속도에서도 저온 변태 조직을 얻기 위해 일반적으로 강중에 첨가되는 Nb, Mo, Ti 등의 고가 합금 원소를 배제하고 상대적으로 저가인 강중의 Mn 및 B등의 함량 제어를 통해 높은 경화능을 확보함으로써 보다 느린 냉각속도, 예를 들면, 통상 일반적인 연속 소둔로 (CAL) 에서의 소둔 시 냉각 속도인 30℃/초 이하의 속도에서도 소둔 중 저온 변태 조직을 형성할 수 있다.
본 발명강은 그 조직이 70~100 vol.%의 베이나이트 및 0~30vol.% 의 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 하며, 베이나이트 조직은 일반적인 냉각 속도에서 그 조직을 얻을 수 있으므로 마르텐사이트 강재에 비해 제조 중 뒤틀림이 적은 장점이 있으며, 가공성 및 성형성이 우수한 장점이 있다.
또한, 본 발명의 강판은 2차 압연을 수행하지 않아도 이미 그 경도가 HV500g으로 200~250HV 수준인 2차 압연을 이용한 성형용 고강도 극박재에 비해 그 경도가 300HV 이상 높지만, 2차 압연을 행하지 않으므로, 2차 압연 시 나타나는 여러가지 압연 방향에 대한 이방성 특성도 나타내지 않는다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 설명한다(중량%).
상기 C은 극박 냉연 강판 제조시의 충분한 강도를 확보하기 위한 조직 제어를 위하여 0.15% 이상 함유되는 것이 바람직하나, 탄화물 석출량 조절, 강판의 가공성 고려, 냉간 압연 가능성 고려 및 형상 열화, 소둔 시의 통판성 저해 등의 원인으로 그 함량의 상한은 0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 Ar3온도를 낮춰주고, 또한 냉각 시 그 경화능을 향상시켜 낮은 냉각 속도에서도 퍼얼라이트(pearlite)등의 변태상이 형성되는 것을 지연시켜 일반적인 냉각 속도에서도 베이나이트 상을 형성할 수 있도록 해주고, 또한, 불순물 S의 적열 취성을 방지하기 위해 첨가되는 필수 성분으로서, 이러한 효과를 나타내기 위해서는 1.5%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 냉간 압연성, 슬라브의 취성 문제 등을 고려하여 그 함량은 2.5% 이하로 조절하는 것이 바람직하다.
상기 Ar3온도는 연속소둔공정의 냉각 시 변태를 일으키기 위한 오스테나이트 풀(Austenite pool)을 형성하여 주기 위한 역변태 온도이다.
상기 B는 Mn과 함께 경화능을 향상시켜 소둔 열처리 시 일반적인 냉각 속도에서도 불구하고 베이나이트 상을 형성할 수 있도록 하는 주요한 원소로서, 그 함량이 5ppm 보다 작을 경우에는 그 효과를 기대할 수 없으며, 30ppm보다 과도할 경우에는 입계 보론계 석출물을 과도히 형성하여 강의 물성에 좋지 않은 영향을 미치므로, 그 함량은 5~30ppm로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Ti는 상기 B의 효과를 보다 확실히 얻기 위해 첨가하는 원소로 강중 잔존하는 N과 B의 결합으로 형성되는 보론나이트라이드의 형성을 억제하기 위한 스캐빈저(scavenger)의 역할을 하기 위해 첨가한다. 따라서, Ti의 함량은 강중 잔존하는 N의 함량에 비례하여 결정되는 것으로서, 0.01~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Si는 탈산제 및 고용강화 역할을 하는 원소이지만, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 균열취성 문제가 발생된다.
상기 C, Mn 및 B 함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C × wt% Mn × wt% B < 1.875×10-3 의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
상기 함량의 곱이 1.875×10-3 보다 큰 경우에는 취성이 발생될 우려가 있고, 압연성이 떨어지고, 1.13 ×10-4 보다 작은 경우에는 Ar3온도가 상승하고 경화능이 떨어져 베이나이트가 충분히 형성되기 어렵다.
상기 성분외에, Al, P 및 S등이 포함될 수 있다.
바람직하게는, 상기 Al은 0.06 %까지 P 및 S는 각각 0.03%까지 포함될 수 있다.
본 발명의 냉연강판은 70∼100 vol.%의 베이나이트 및 0∼30vol.%의 페라이트를 포함한다.
상기 베이나이트 조직은 일반적인 냉각 속도에서 그 조직을 얻을 수 있으므로 마르텐사이트 강재에 비해 제조 중 뒤틀림이 적어 가공성 및 성형성을 향상시킨다.
본 발명이 강판조직에는 페라이트를 30 vol.%까지 포함할 수 있다.
상기 페라이트는 강의 연성을 확보하는 역할을 하는 조직으로서 30 vol.%까지 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L- 벤딩(bending)성형 시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙의 수가 단위 m 당 2개 이하인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명 냉연강판의 제조조건에 대하여 설명한다.
본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 가열한 후 Ar3온도 이상에서 열간 마무리 압연하고 500 ∼ 800℃에서 권취한다.
본 발명에서는 강 슬라브 가열온도를 특별히 한정하는 것은 아니지만, 열간압연 마무리 온도의 안정적 확보를 위해 강 슬라브 가열온도는 1100℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연 마무리 온도는 Ar3온도 이상으로 한정하는 것이 바람직한데, 그 이유는 오스테나이트 단상영역에서 압연을 하기 위함이다.
보다 바람직한 열간압연 마무리 온도는 Ar3 ∼ 950℃이다.
상기 열간 마무리 압연에 있어 압하율과 냉각 조건은 특별히 한정하지 않는다. 상기 권취 온도는 냉간 압연성을 얻기 위해 500℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하지만, 결정립 조대화 방지를 위해 800℃이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열연강판의 두께는 특별히 제한되는 것은 아니지만, 예를 들면, 1.0~3.0mm가 바람직하다.
본 발명에서는 석출 강화형 원소를 다량 첨가하지 않고, 권취온도를 500℃ 이상으로 제어하여 열간 압연 시 경한 조직을 형성시키지 않아 열연 최종 강도가 그리 높지 않으며, 냉간 압연 시 PCM의 압연 부하를 줄일 수 있다.
다음에, 상기와 같이 열간압연된 열연강판을 50 ∼ 90%의 압하율로 냉간압연한 후, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 다음, 250 ∼ 450℃의 온도구간(과시효 온도구간)까지 10∼50℃/sec의 냉각속도로 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지(과시효)한 다음, 냉각하는 연속소둔을 행함으로써 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판이 제조된다.
냉간 압연시 냉간압하율은 본 발명에서 최종 소재의 두께를 결정하는 것으로서, 50 ∼ 90%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉간압하율이 50% 미만인 경우에는 목표 두께를 확보하기 어렵고, 90%를 초과하는 경우에는 압연성이 떨어지는 문제가 있다.
상기 소둔온도가 750℃ 미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태가 충분히 일어나지 않고, 850℃를 초과하는 경우에는 히트 버클(heat buckle)등이 일어나기 쉽다.
상기 유지시간이 30초 미만인 경우에는 오스테나이트로의 역변태가 충분히 일어나지 않으므로, 상기 유지시간은 30초이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉각 정지온도(과시효온도)가 250℃ 미만이거나 450℃를 초과하는 경우에는 베이나이트가 충분히 형성되지 않으므로, 상기 냉각 정지온도(과시효온도)는 250∼450℃로 제한하는 것이 바람직하다.
그리고 상기 냉각속도가 10℃/sec미만인 경우에는 퍼얼라이트가 형성될 수 있고, 50℃/sec를 초과하는 경우에는 마르텐사이트가 형성될 우려가 있으므로, 상기 냉각속도는 10∼50℃/sec로 제한하는 것이 바람직하다.
바람직한 냉각속도는 10∼30℃/sec이다.
상기 유지시간(과시효시간)이 50초 미만인 경우에는 베이나이트가 충분히 형성되지 않으므로, 상기 유지시간(과시효시간)은 50초 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 연속소둔시 강판의 이동속도는 미세한 베이나이트(bainite) 상을 생성시키기 위하여 100∼500m/min으로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 적극적인 성분 제어를 통해 소둔 시 750 ~ 850℃ 에서 오스테나이트 상으로 역변태를 일으킬 수 있는 소재이며, 이러한 오스테나이트 상에서 냉각 시 펄라이트 등의 조직으로 변태되지 않은 상태에서 250 ∼ 450℃의 온도구간까지 냉각하고, 이 온도에서 유지 시 베이나이트 변태를 일으켜 강중에 저온 변태 조직을 형성하여 고강도 극박 냉연 강판을 제조하는 것이다.
상기와 같이 제조된 냉연강판은 그 조직이 70∼100 vol.%의 베이나이트 및 0∼30vol.%의 페라이트를 포함한다.
상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L- 벤딩(bending)성형 시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙의 수가 단위 m 당 2개 이하인 것이 바람직하다.
상기 냉연강판의 두께는 특별히 제한되는 것은 아니지만, 예를 들면, 0.5mm 이하가 바람직하다.
상기한 바와 같이, 본 발명은 고가의 Mo, Nb, Ti 등의 원소를 배제하고 상대적으로 저원가인 Mn 및 B 등의 합금을 이용하여 초기 강도를 증가시키지 않은 상태에서 연속소둔 시 베이나이트 변태를 촉진시키는 방법을 이용하여, 2차 압연을 수행하지 않고도 연속소둔라인에서 최종 목적으로 하는 강도 및 성형성을 얻을 수 있는 것이다.
본 발명은 저탄 계열에 변태를 일으키기 위해 50℃/sec이상의 급속 냉각을 수행하여 마르텐사이트 조직 등을 활용하는 등의 종래기술에 비해, 비슷한 수준의 강도에 마르텐사이트 조직의 특징인 낮은 성형성을 극복할 수 있으며, 전단(shear)변태로 인한 뒤틀림을 방지할 수 있다는 장점을 갖는다.
또한, 본 발명은 연속소둔공정에서 변태시의 냉각 속도를 일반 연속소둔로(CAL)수준의 냉각속도로 낮춰 고가 합금 첨가나 빠른 냉각속도의 효과 없이도 저온 고강도 변태조직을 얻을 수 있는 장점을 갖는다.
또한, 본 발명은 2차 압연을 수행하지 않아 일반적인 지지용 고강도 극박 소재의 변형 모드인 L-벤딩(bending)시의 성형 특성이 좋으며, 2차 압연을 수행하지 않아 그 항복강도(YR) 값이 높은 장점을 갖는다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
하기 표 1의 조성을 갖는 강을 열간압연(가열온도: 1250℃, 마무리압연온도: 900℃, 열연강판두께: 2.7mm 및 권취온도: 600℃)한 다음, 하기 표 2의 제조조건으로 냉간압연(1차 냉간압연의 압하율: 89%, 두께: 0.3mm)을 행한 다음, 하기 표 3의 제조조건으로 소둔한 후, 항복강도 및 총연신율, 경도 및 성형성(L-벤딩시 크랙발생 여부)을 조사하고, 항복강도 및 총연신율은 하기 표 2에, 경도는 하기 표 4에 그리고 성형성 평가결과(크랙발생여부)는 하기 표 5에 각각 나타내었다.
한편, 발명강의 소둔조건에 따른 변태량을 측정하고, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다.
하기 표 2에서, 비교재 A, B의 경우 2차 압하율에 따른 항복강도 및 연신율을 나타내고, 발명재의 경우 연속소둔 직후 2차 압연을 행하지 않은 상태의 항복강도 및 연신율을 나타낸다.
하기 표 5는 발명강과 비교강의 성형성 테스트 실험 결과를 나타낸 것으로서, L-벤딩(bending) 실험은 다이 클리어런스(die clearances)에 크랙(crack)형성 유무가 영향을 받으므로, 다이 사이의 간격을 거의 0으로 하는 열악한 조건을 가정하였으며 r=0 벤딩(bending)을 이용하여 90도 L-벤딩(bending)실험을 실시한 것이다.
그리고 발명강의 소둔 조건은 700℃ 수준에서 만들어진 발명강의 경우 목표로 하는 높은 강도를 얻을 수 없었으므로 (소둔 온도가 낮아 역변태를 충분히 일으키지 못하여 조직 내 베이나이트(bainite) 분율이 적은 결과) 성형 시험을 위한 시험편은 그 소둔 온도를 750℃, 780℃, 800℃로 한정하여 실험하였다. 실험은 총 2회 진행하였다. 표 5에서 ○라고 명기된 경우 크랙이 발생한 것을 의미하며, △는 크랙이 발생하지 않았으나 크랙이 발생하기 전단계인 네킹(necking)이 발생한 경우를 의미하고, X는 크랙이 발생하지 않은 클리어한 표면(clear surface)을 의미한다.
하기 표 6에서는 발명강의 소둔 조건이 상변태에 미치는 영향을 시뮬레이션 하기 위해 디라토미터(dilatometer) 실험한 결과를 이용하여, 350℃ 과시효 구간에서 베이나이트 변태되는 양을 상대적으로 나타낸 것이다. 이때 마지막 항의 노말라이즈(Normalized)된 변태 길이가 바로 350℃ 과시효 온도에서 오스테나이트가 베이나이트로 변태되는 상대적인 양을 나타내는 것이다.
하기 표 2 및 표 5에서 조직 B는 베이나이트를 나타내고, F는 페라이트를 나타내고, P는 퍼얼라이트를 나타낸다.
강종 조성(wt%)
C Mn Si P S Al Ti B N
비교강A 0.18 0.76 0.012 0.016 0.0044 0.036 0.01 - 0.0034
비교강B 0.18 1.23 0.012 0.08 0.0049 0.021 - - 0.0042
발명강 0.19 2.24 0.17 0.01 0.008 0.03 0.016 0.0016 0.0053
2차 압연량(%) 0 6 10 14 20 25 30 40 50 54 조직
비교강A 항복강도(MPa) 390 - - 499 - 516 - 636 706 730 F 단상
총연신율(%) 25 - - 6.41 - 3.22 - 1.54 1.88 3.1
비교강B 항복강도(MPa) 447 553 685 657 720 - 770 835 - - F+P
총연신율(%) 23.7 14.8 6.0 9.5 5.2 - 3.9 3.6 - -
발명강 조건A 항복강도(MPa) 495 - - - - - - - - - B+F(20vol.%)
총연신율(%) 4.34 - - - - - - - - -
발명강 조건B 항복강도(MPa) 650 - - - - - - - - - B+F(9vol.%)
총연신율(%) 5.0 - - - - - - - - -
발명강 조건C 항복강도(MPa) 791 - - - - - - - - - B단상
총연신율(%) 6.23 - - - - - - - - -
발명강 조건 가열속도
(℃/초)		 균열온도
(℃)		 균열시간
(초)		 냉각속도
(℃/초)		 과시효온도
(냉각정지온도)
(℃)		 과시효시간
(유지시간)
(초)
조건A 7 700 97 15 350 217
조건B 7 750 97 15 350 217
조건C 7 800 97 15 350 217
경도
(HV500g)		 비교강A
(40% 2차압하)		 비교강 B
(10% 2차압하)		 발명강
조건A		 발명강
조건B		 발명강
조건C
경도
(HV500g)		 220 212 255 367 401
크랙발생여부(○,△,×) L-벤딩 180도 폴딩(folding) 조직
냉각속도(℃/초) 10 15 20 30 10 15 20 30
발명강 소둔온도:750℃ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ B+F
발명강 소둔온도:780℃ × × × × △ △ ○ △ × × × △ ○ ○ ○ ○
발명강 소둔온도:800℃ × × × × △ △ ○ ○ × × × × ○ ○ ○ ○
크랙발생여부(○,△,×) L-벤딩 180도 폴딩(folding) 조직
2차 압연량(%) 10 20 30 40 10 20 30 40
비교재 A × × × × ○ ○ ○ ○ × × ○ ○ ○ ○ ○ ○ F단상
비교재 B × × × × △ △ ○ ○ × × △ △ ○ ○ ○ ○ F+P
균열(소둔)
온도(℃)		 균열(유지)시간(초) 냉각속도
(℃/초)		 베이나이트변태구간 시편길이변화량 (dL)(mm/mm) 시편초기길이
(LO)(mm)		 노말라이즈화
(nomalized)
750 146 15 0.00057 10.2 56.1
750 146 5 0.00053 10.1 52.2
750 291 5 0.00078 10.1 77.3
750 49 10 0.00054 10.4 52.0
750 49 15 0.00052 10.12 51.1
750 49 20 0.00072 10.2 71.3
750 49 50 0.00147 10.2 143.9
750 97 10 0.00084 10.12 82.7
750 97 15 0.00047 10.2 45.8
750 97 20 0.00105 10.2 103.5
750 97 50 0.00197 10.2 193.3
798.5 49 5 0.00108 10.3 105.0
847.5 49 10 0.00235 10.2 230.0
799.5 49 15 0.00317 10.2 310.9
819.5 49 20 0.00321 10.2 314.6
782 49 50 0.00331 10.2 324.8
783.5 97 5 0.00075 10.3 73.0
802 146 5 0.00142 10.2 139.6
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명강의 경우 조건 A이외의 조건 B, C의 경우 비교재 B의 2차 압연을 수행한 후 항복강도와 연신율의 조합과 비교해 동일 혹은 우위의 물성을 갖는 것을 알 수 있다. 예를 들어, 비교강 A의 경우 630MPa 이상의 항복 강도를 얻기 위해서는 40% 이상의 2차 압연을 수행해야 하는데 이때 얻어지는 연신율은1.5% 수준 정도이다.
또한, 비교강 B의 경우 유사한 수준의 항복강도를 얻기 위해서는 6~10% 사이의 2차 압연을 수행해야 하는데 그때의 연신율이 6%가량으로 높게 형성되는 것을 알 수 있다.
반면에, 2차 압연의 프로세스를 수행하지 않은 발명강은 750℃ 이상의 온도에서 소둔을 한 조건 B, C의 경우 그 항복강도 값이 650MPa를 상회하면서도 연신율치가 5.0을 상회하는 특성을 나타내고 있다.
한편, 발명강의 조건 A의 경우, 소둔 온도가 낮아 항복강도가 발명강의 조건 B, C의 것에 비하여 그 연성이 5%이하로 낮음을 알 수 있다.
한편, 실제 극박재의 경우 극박으로 인한 항복강도의 오차로 항복강도 이외에 강도 측정의 기준으로 경도를 많이 사용하고 있다.
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 발명강의 경우 항복 강도값에 비해 경도값은 비교강재에 비해 월등히 높은 것을 알 수 있다.
이러한 현상은 일반적으로 경도 값이 강재의 항복강도보다는 인장강도에 비례한다는 사실에서 유추해볼 수 있는데, 2차 압연을 통해 가공 경화가 어느 정도 일어나 있는 비교강 A, B에 비해 발명강의 경우 2차 압연을 행하지 않아 가공 경화가 일어나 있지 않으며 그 베이스(base)조직 자체가 강도가 있는 베이나이트 조직에 기인함으로써 그 항복비 값 자체가 높은 특징을 갖는다.
예를 들어 비교강 A, B의 경우 인장 시험 시 항복강도에 비해 인장 강도의 경우 30MPa 이상 증가하지 않는데 비해, 발명강 조건 A의 경우 항복강도 495MPa에서 인장 강도 683MPa, 발명강 조건 B의 경우 항복강도 650MPa에서 인장강도 949MPa, 조건 C의 경우 항복강도 790MPa에서 인장강도 1038MPa로 인장강도 수준이 700MPa 근방인 비교강에 비해 월등히 높은 인장 강도를 갖는다. 이러한 높은 인장강도가 높은 경도 값을 보증하며 실제 극박재의 경우 그 효과가 더 크다고 볼 수 있을 것이다. 이러한 물성은 모두 발명강재와 비교강재의 조직 차이에 기인한다.
발명강의 경우 비교 강재에 비해 높은 경도를 갖는 것은 발명강재가 갖고 있는 베이나이트 미세조직에 기인한다.
즉, 비교강재의 경우 페라이트+펄라이트의 이상 조직을 갖으며 2차 압연을 하므로써 강도를 증가시킨 대신 연신율의 하락을 가져온 반면에, 발명강재의 경우 2차 압연을 하지 않아, 그 조직 자체의 연신율을 유지할 수 있으며, 미세조직적 특징으로 인해 본래 강도가 높은 특성을 갖고 있어 비교재와 동등 이상의 물성을 확보할 수 있는 특징이 있다.
상기 표 5에 나타난 바와 같이, 발명강의 경우, 750℃ 소둔재의 경우에는 여러 냉각 속도에서도 모두 크랙이 발생하여 파단이 일어났지만, 780℃ 이상의 소둔 온도에서 15℃/초 정도의 낮은 냉각 속도로 냉각한 경우, L-벤딩 시나 그보다 더 열악한 폴딩에서 조차도 시편이 무사한 것을 확인할 수 있었다.
이에 반하여, 비교재 A의 경우, 목표 강도를 얻을 수 있는 40% 가량의 2차 압연을 수행한 시험편의 경우 2차 압연, 벤딩 후 시험편에서 모두 크랙이 형성되어 파단되었으며, 비교재 B의 경우 10%이하의 2차 압연을 가한 경우 시험편에 크랙이 발생하지 않았으나 그 이상의 2차 압연을 가한 경우 시험편에 크랙이 발생하거나 네킹이이 발생하였다.
따라서, 소둔 온도 780℃이상, 냉각속도 15℃/초 정도의 소둔을 행한 발명강의 경우 비교강 B와 동등 수준의 성형성을 갖는 것으로 조사되었다.
상기 표 6에 나타난 바와 같이, 소둔 온도와 소둔 시간에서 소둔 후 냉각속도가 빠를수록 베이나이트 변태량이 늘어나지만, 역변태를 일으키는데 중요한 요소라고 판단되었던 소둔 시간의 경우 그 효과가 거의 없는 것으로 보아 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상의 유지 시간을 갖는 경우 페라이트에서 오스테나이트 역변태가 충분히 일어남을 유추할 수 있다.
한편, 소둔 온도의 영향은 매우 큰 것으로 나타났는데, 소둔 온도가 증가할수록 베이나이트로 변태되는 분율이 크게 증가하는 것을 알 수 있다.
이러한 상변태 측면에서 보면, 소둔 온도 800℃에서 냉각 속도가 빠를수록 베이나이트 상의 형성이 활발해져 좋지만, 현재 연속 소둔의 설비 문제상 20℃/초 정도의 낮은 냉각 속도에도 충분한 베이나이트 상을 형성할 수 있기 때문에 본 강재의 경우 소둔 조건을 소둔온도 750℃ 이상, 소둔 냉각 속도를 10-50℃/초 로 한정하다.
이와 같이, 본 발명 강재의 경우, 비교 강재에 비해 2차 압연 등의 추가적인 프로세스를 생략할 수 있다는 장점, 2차 압연을 행하지 않아 압연 방향 성형 특성이 우수하다는 장점, 소둔 조건이 일반적인 제품을 생산하는 연속소둔 조건이라는 장점, 강도 수준이 인장강도(TS) 수준 900MPa이상의 고강도라는 장점 등을 갖고 있다.
(실시예 2)
상기 실시예 1의 발명재와 비교재 B의 광학 조직 사진 및 발명재의 전자 현미경 사진을 관찰하고, 그 결과를, 광학 조직 사진은 도 1에 나타내고, 전자 현미경 사진은 도 2에 나타내었다.
도 1의 (a)는 발명재의 조직사진을 나타내고, 도 1의 (b)는 비교재의 조직사진을 나타내고, 도 2의 (a)는 배율 1000배(×1000)의 조직사진을 나타내고, 도 2의 (b)는 배율 2000배(×2000)의 조직사진을 나타내고, 그리고 도 2의 (c)는 배율 5000배(×5000)의 조직사진을 나타낸다.
상기 발명재는 800℃에서 소둔한 소둔 조건 C로 제조된 것이고, 비교재 B는 소둔 후 14%의 2차 압연을 행한 후 제조된 것이다.
도 1을 보면, 발명재와 비교재의 경우 조직의 확실한 차이를 알 수 있는데, 비교재의 경우 검은색으로 표현된 퍼얼라이트(pearlite)와 페라이트(ferrite)의 혼합 이상조직인데 반하여, 발명재의 경우에는 침상의 단상 조직을 갖는 것으로 보인다.
이러한 조직적인 특성을 파악하기 위해 고 배율의 전자 현미경으로 발명재의 조직을 관찰한 것이 도 2이다. 도 2의 사진은 전자 현미경 상의 1000, 2000, 5000배율을 나타낸 것으로 광학 사진에 비해 선명하여 침상의 페라이트 레스(ferrite lath)내부에 탄화물이 형성된 전형적인 베이나이트(bainite) 조직을 갖는 것을 확인할 수 있었다.

Claims (10)

  1. 중량 %로, 탄소(C): 0.15 ~ 0.25%, 망간 (Mn): 1.5 ~ 2.5%, 규소 (Si): 0.1 ~ 1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01 ~ 0.05%, 붕소 (B): 5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 그리고 그 조직이 70~100 vol.%의 베이나이트 및 0~30vol.% 의 페라이트를 포함하며, 0.5㎜ 이하의 두께를 갖는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 C, Mn 및 B 함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C × wt% Mn × wt% B < 1.875×10-3 의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판.
  3. 삭제
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L- 벤딩(bending)성형 시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙의 수가 단위 m 당 2개 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판.
  5. 중량 %로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간 (Mn): 1.5~2.5%, 규소 (Si): 0.1~1.0%, 티타늄 (Ti): 0.01~0.05%, 붕소 (B): 5~30ppm, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열한 후 Ar3온도 이상에서 열간 마무리 압연하고 500~800℃에서 권취한 후, 열간압연된 강판을 50~90%의 압하율로 냉간압연한 후, 냉간압연된 강판을 연속소둔라인에서 750~850℃의 소둔온도에서 30초이상 유지한 다음, 250~450℃의 온도구간까지 10~50℃/sec의 냉각속도로 냉각하고, 이 온도에서 50초 이상 유지한 다음, 냉각하고, 0.5㎜ 이하의 두께를 갖는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 상기 C, Mn 및 B 함량의 곱이 1.13×10-4 < wt% C × wt% Mn × wt% B < 1.875×10-3 의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판의 제조방법.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 연속소둔시 강판의 이동속도가 100∼500m/min인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판의 제조방법.
  8. 제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 열간압연 마무리 온도가 Ar3 ∼ 950℃이고, 그리고 상기 냉각속도가 10∼30℃/sec인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판의 제조방법.
  9. 제5항 또는 제6항에 있어서, 열연강판의 두께가 1.0~3.0mm인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판의 제조방법.
  10. 제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 냉연강판은 이 강판을 r=0 L- 벤딩(bending)성형 시험 시, 그 코너부에 눈으로 관찰할 수 있는 크랙의 수가 단위 m 당 2개 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 및 고성형성을 갖는 극박 냉연 강판의 제조방법.
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