KR101778385B1 - 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, B: 0.0003~0.0010%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.13%, V: 0.005~0.2%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
하기 관계식 (1) 및 관계식 (2)를 만족하고, 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1이상을 포함하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.
관계식(1): 2.0 ≤ [Mn]+2.5[Mo]+1.5[Cr]+300[B] ≤ 2.5
관계식(2): 0.2 ≤ ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14) ≤ 0.5
(단, 상기 관계식(1) 및 (2)에서 각 원소기호는 해당 합금원소의 중량%를 나타냄.)

Description

전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT SHEAR WORKABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 자동변속기의 마찰판 용도 등에 사용하기 위해서는 전단 가공에 의한 균열발생이 적을 뿐만 아니라, 마찰열에 의한 균열 전파가 억제되어야 하며, 고강도 및 고경도가 요구된다.
종래의 마찰판용 또는 경도보증용 고강도 냉연강판은 특허문헌 1에 제시된 바와 같이, 중탄소강 또는 다양한 합금원소를 포함한 강에 대해 회복소둔법을 이용하여 냉간압연 후 소둔열처리를 하는 기술이 적용되었다. 또한, 고탄소강에 대하여 구상화 열처리 공정을 이용하는 방법이 보편적으로 사용되고 있으며, 특허문헌 2에서는 냉간압연-소둔-냉간압연의 2회 냉간압연법을 이용하는 기술이 제안되었다.
그러나, 회복소둔법을 이용한 고강도강판은 높은 강도를 갖는 강을 제조하기 어려운 문제점이 있으며, 고탄소강을 이용하여 구상화 열처리하는 기술과 2회 냉간압연는 기술은 제조비용이 많이 소요되는 문제점이 있다.
또한, 냉간압연된 고강도강판을 제조하기 위해 주로 활용하는 C, Si, Mn, Mo, Cr 등의 합금성분은 고용강화효과에 의해 강판의 강도를 향상시키는데 효과적이지만 필요 이상으로 첨가되면 합금성분의 편석과 미세조직의 불균일을 초래한다. 특히, 냉각시 강의 경화능이 증가되어 페라이트 상변태가 크게 지연되며 저온상(마르텐사이트와 오스테나이트상)이 발생하고 결정립계가 불균일해져 전단가공시 균열 발생이 증가하게 되고, 사용 중 마찰열이 발생하면 균열이 쉽게 전파되어 결함이 발생하게 된다.
또한, 추가적인 강도향상을 위해 활용되는 Ti, Nb, V 등의 합금성분이 부적절하게 첨가되면, 결정립계에서 조대한 탄화물, 질화물 및 석출물이 형성되어 전단가공시 균열 발생량이 증가하고 전단가공시 쉽게 균열이 전파하게 되는 문제가 있다. 더욱이, 전단가공된 부위는 사용 중 마찰열이 발생할 경우 균열의 전파가 더욱 용이하게 발생하는 문제가 있다.
특허문헌 1: 출원번호 KR 1998-0059809 특허문헌 2: 출원번호 DE 2005-10031462
본 발명은 전단가공에 의한 균열 및 마찰열에 의한 균열을 억제할 수 있는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, B: 0.0003~0.0010%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.13%, V: 0.005~0.2%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 (1) 및 관계식 (2)를 만족하고, 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1이상을 포함하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판에 관한 것이다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, B: 0.0003~0.0010%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.13%, V: 0.005~0.2%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 (1) 및 관계식 (2)를 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위의 온도에서 열간압연하는 단계; 상기 열간압연 후 550~750℃의 범위의 온도까지 냉각하고 권취하는 단계; 및 상기 권취 후 산세하여 냉간압하율 60~70%으로 냉간압연하는 단계를 포함하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
관계식(1): 2.0 ≤ [Mn]+2.5[Mo]+1.5[Cr]+300[B] ≤ 2.5
관계식(2): 0.2 ≤ ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14) ≤ 0.5
(단, 상기 관계식(1) 및 (2)에서 각 원소기호는 해당 합금원소의 중량%를 나타냄.)
덧붙여, 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면 고강도 및 고경도를 확보할 수 있음은 물론, 전단가공에 의한 균열 및 마찰열에 의한 균열을 억제할 수 있는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 실시예들의 관계식(1) 및 관계식(2)의 값을 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
이하, 본 발명에 따른 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 합금조성의 단위는 중량%임을 유의할 필요가 있다.
본 발명에 따른 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, B: 0.0003~0.0010%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.13%, V: 0.005~0.2%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 (1) 및 관계식 (2)를 만족하고, 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1이상을 포함한다.
C: 0.05~0.10%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고 첨가량이 증가하면 석출강화효과 또는 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 그 함량이 0.05% 미만이면 Ti, Nb 및 V 등과 석출물을 형성하는 반응이 적어 석출강화 효과가 낮다. 반면에, 상기 탄소의 함량이 0.10 중량%를 초과하는 경우에는 결정립계에서 조대한 탄화물이 발생하기 쉬우며, 전단가공시 미세 균열이 조대한 탄화물 계면에서 발생하여 전단가공성이 열위해진다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.05~0.10중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
Si: 0.01~0.5 %
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리하다. 그러나 그 함량이 0.01%미만이면 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 적어 성형성을 향상시키기 어려우며, 0.5%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.01~0.5%로 포함되는 것이 바람직하다.
Mn: 1.2~2.0%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 용접후 용접열영향부에서 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 1.2% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면에, 그 함량이 2.0%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 페라이트 상변태가 지연되어 석출강화 효과도 감소하게 되며, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되고, 열간압연 후 냉각시에 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 전단가공시 균열의 발생이 크게 증가하게 된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.2~2.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.005~0.2%
상기 Mo는 강을 고용강화시키며 강의 경화능을 증가시켜 강의 강도를 높이게 된다. 하지만, 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.2%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 페라이트 상변태가 지연되고 석출강화효과도 감소하게 된다. 또한, 경제적으로도 불리하며 용접성에도 해롭다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.005~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.005~0.3%
상기 Cr은 강을 고용강화시키며 강의 경화능을 증가시켜 강의 강도를 높이게 된다. 하지만, 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.3%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 마르텐사이트상 형성으로 연신율이 열위하게되며, 석출강화 효과도 감소하게 된다. 또한, Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 전단가공성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0003~0.0010%
B는 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시키는 원소로서, 그 함량이 0.0003% 이상 첨가되는 경우, 고온에서 오스테나이트 입계에 편석되어 결정립계를 안정화 시키고 내충격성을 개선할 수 있으나, 0.0003% 미만이면 그 효과를 얻기에 충분하지 않다. 반면에, 그 함량이 0.0010% 초과로 첨가되는 경우, 열간압연 중 재결정을 지연시켜 연신된 결정립이 증가하며 냉각 중 페라이트 상변태를 지연시켜 미세조직이 불균일하게 된다. 또한, 석출강화 효과도 감소하여 원하는 강도를 얻기 어렵고, 초기 열연판 미세조직의 불균일성은 냉간압연시 국부적인 응력집중의 원인이 되므로 본 발명에 있어서 불리하다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0003~0.0010% 로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.05%
상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 강도를 얻기에도 불충분 하고 그 함량이 0.05%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 전단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 연성과 내충격특성을 크게 악화시킨다. 따라서 상기 P는 0.001~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.001~0.01%
상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 신장플렌지성과 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있으며, 또한 0.001%미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 그 함량을 0.001~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.1%
상기 Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이다. 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하다. 반면에, 그 함량이 0.1%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연주주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며 열연판의 엣지(Edge)부에 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 또한, 열간압연 후 냉간압연시 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제점이 발생할 수 있다. 따라서, 그 함량을 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 또한 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 0.001~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.13%
상기 Ti은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 N와의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 따라서, Ti의 함량이 0.005%미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Ti함량이 0.13%를 초과하면 조대한 TiN의 발생으로 전단가공시 전단가공성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 0.005~0.13%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.08%
상기 Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 그러나, Nb의 함량이 0.005%미만이면 상기 효과를 충분히 얻을 수 없고, Nb함량이 0.08%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연에 의한 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 전단가공성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 0.005~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.005~0.2%
상기 V는 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 권취이후 석출물을 형성하여 강의 강도 향상에 효과적이다. 따라서, V의 함량이 0.005%미만이면 상기 효과를 충분히 얻을 수 없고, 0.2%를 초과하면 조대한 복합석출물의 형성으로 전단가공성이 열위하게 되며, 경제적으로도 불리하다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 0.005~0.2%로 제한하는 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.
본 발명에서는 상기 합금조성이 하기 관계식(1) 및 관계식(2)를 만족해야 열간압연 후 강의 미세조직이 균일하게 형성되어 냉간압연 후 전단가공시 균열발생을 억제할 수 있다.
관계식(1): 2.0 ≤ [Mn]+2.5[Mo]+1.5[Cr]+300[B] ≤ 2.5
관계식(2): 0.2 ≤ ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14) ≤ 0.5
(단, 상기 관계식(1) 및 (2)에서 각 원소기호는 해당 합금원소의 중량%를 나타냄.)
관계식(1)은 강의 소입성 및 편석과 관련된 것으로서, 강의 고용강화 효과 및 미세조직의 불균일성을 고려한 것이다.
관계식(1)이 2.0 미만인 경우, 강의 고용강화 효과가 불충분하여 충분한 고강도를 얻을 수 없는 문제점이 있다. 반면에, 관계식(1)이 2.5를 초과하는 경우, 강의 두께방향으로의 미세조직이 불균일하게 형성되고, 페라이트 상변태를 지연시켜 강의 석출강화 효과를 감소시키는 문제가 있다.
따라서, 관계식 (1) 이 2.0~2.5이 되도록 제어하는 것이 바람직하다.
관계식(2)는 강의 석출물 형성과 관련된 성분을 제한한 것으로 석출물의 형성이 상기 조성의 Ti, Nb, V 및 C, N의 함량과 상관이 있으므로, Ti, Nb, V 합금원소의 첨가량을 C, N의 함량에 부합하게 설정하고자 함이다.
관계식(2)가 0.2 미만인 경우, 석출강화효과가 현저히 감소하여 원하는 강도와 경도값을 얻을 수 없으며, 0.5를 초과하는 경우, 다량의 미세한 석출물의 형성으로 항복강도가 크게 증가하여 냉간압연성이 열위해지며, 판두께 방향으로 석출물이 불균일하게 형성되어 냉간압연 후 전단가공시 균열의 발생이 심해지는 문제가 있다.
따라서, 관계식 (2)가 0.2~0.5가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.
상기 합금조성을 만족하도록 제어함으로써, 고강도 및 고경도를 확보할 수 있음은 물론, 전단가공에 의한 균열 및 마찰열에 의한 균열을 억제할 수 있는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판을 얻을 수 있다.
본 발명에 따른 냉연강판은 페라이트와 미세한 펄라이트의 미세조직을 갖는 열간압연판을 냉간압연하여 얻으므로 압연방향으로 심하게 변형된 미세조직(Full Hard의 미세조직)을 갖는다. 이 때 냉간압연된 강판의 미세조직에서 각각의 상을 특정할 수는 없으나, 냉간압연 전인 열간압연된 강판은 페라이트 상의 면적분율이 90%이상이며 미세한 펄라이트 상이 5%미만이고 그 외에 베이나이트 상이 불가피하게 포함될 수 있다.
본 발명에 따른 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판은 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1이상을 포함한다. 예를 들어, TiN, TiC, NbC, NbN, (Ti,Nb)(C,N), (Ti,Mo,Nb)(C,N) 및 (Fe,Mn)3C, (Fe,Mn,Mo)C 중 1이상을 포함할 수 있다.
이때, 상기 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 평균 크기는 10~50nm인 것이 바람직하다.
그 평균 크기가 10nm 미만인 경우에는, 열간압연판의 항복강도가 지나치게 상승하여 냉간압연시 국부적인 가공경화 편차가 발생하기 쉽고 냉간압연판의 전단가공 및 열처리시 균열이 발생하기 쉬운 문제점이 있다.
반면에, 그 평균 크기가 50nm 초과인 경우에는, 목표로 한 인장강도와 경도값을 얻기 어려운 문제점이 있다.
한편, 상기 냉연강판은 인장강도가 1200MPa이상이고 경도값(Micro-Vickers)이 340Hv이상일 수 있다. 이러한 인장강도 및 경도값을 만족함으로써, 자동차 자동변속기의 마찰판 용도 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
또한, 상기 냉연강판을 전단가공시 발생하는 균열은 최대 균열의 길이가 1mm이하인 것이 바람직하다.
상기 최대 균열의 길이는 직경 10mm의 원형 금형을 이용하여 Clearance 6% 조건으로 펀칭한 후, 200℃에서 1시간 열처리한 후 단면에서 발생한 최대균열의 길이를 측정한 결과이다.
최대 균열의 길이가 1mm를 초과하는 경우, 균열 발생량이 증가하고 전단가공시 균열이 쉽게 전파될 수 있으며, 마찰열에 의해 온도가 상승하는 경우 균열이 더욱 쉽게 전파될 수 있는 문제점이 있기 때문이다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위의 온도에서 열간압연하는 단계; 상기 열간압연 후 550~750℃의 범위의 온도까지 냉각하고 권취하는 단계; 및 상기 권취 후 산세하여 냉간압하율 60~70%으로 냉간압연하는 단계를 포함한다.
가열단계
상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 가열한다.
가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 된다. 반면에 가열온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상 입성장(Abnormal Grain Growth)에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1200~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 강슬라브는 연속주조 공정과 열연공정이 직결화된 공정에서 생산된 것일 수 있다.
TiN, TiC, NbC, NbN, (Ti,Nb)(C,N), (Ti,Mo,Nb)(C,N)의 석출물의 재고용을 위해 강 슬라브의 온도를 1200~1350℃로 하는 것이 중요하므로, 상기와 같은 연속 주조 공정과 열연공정이 직결화된 공정에도 바람직하게 적용될 수 있는 것이다.
열간압연단계
상기 가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위의 온도에서 열간압연한다.
1150℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해질 수 있다. 또한, 열간압연을 850℃보다 낮은 온도에서 종료하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립의 발달 및 고항복비가 얻어져 냉간압연성이 열위해지고 전단가공성도 나빠질 수 있다.
냉각 및 권취단계
상기 열간압연 후 550~750℃의 범위의 온도까지 냉각하고 권취한다.
550℃ 이하로 냉각하여 권취되면 강중 베이나이트상과 마르텐사이트상이 형성되어 강의 재질이 열위해 질 수 있으며, 750℃이상으로 냉각되어 권취되면 조대한 페라이트 결정립이 형성되며 조대한 탄화물과 질화물이 형성되기 쉬워져 강의 재질이 열위해질 수 있다.
이때, 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각할 수 있다.
냉각시 평균 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 조대한 페라이트 결정립이 형성되어 미세조직이 불균일해질 수 있으며, 평균 냉각속도가 70℃/sec 초과인 경우, 베이나이트 상이 형성되기 쉬워지고 판의 두께방향으로의 미세조직도 불균일하게 되어 강의 전단가공성이 열위해질 수 있다.
냉간압연단계
상기 권취 후 산세하여 냉간압하율 60~70%으로 냉간압연한다.
냉간압하율이 60%미만이면 충분한 가공경화 효과를 얻지 못하여 강의 강도와 경도를 확보하기 곤란하다. 반면에, 냉간압하율이 70%를 초과하면 강의 Edge부 품질이 나빠지며, 전단가공성이 열위할 수 있다.
상기의 제조방법으로 제조된 냉연강판은 고강도 및 고경도를 확보할 수 있음은 물론, 전단가공에 의한 균열 및 마찰열에 의한 균열을 억제할 수 있다.
한편, 상기의 제조방법으로 제조한 냉연강판은 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1이상을 포함하며, 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 평균 크기는 10~50nm일 수 있다. 또한, 인장강도가 1200MPa이상이고 경도값이 340Hv이상일 수 있으며, 전단가공시 발생하는 균열은 최대 균열의 길이가 1mm이하일 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 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강 슬라브를 1250℃로 가열하고, 하기 표 2에 나타낸 제조조건을 적용하여 냉연강판을 제조하였다. 이때, 열간압연 후 냉각속도는 20~30℃/sec 로 하였다.
또한, 하기 표 2에는 비교예 및 발명예에 대하여 관계식(1) 및 관계식(2)의 값을 계산하여 나타내었으며, FDT와 CT는 각각 열간압연시 마무리압연 종료온도 및 권취온도를 의미한다.
또한, 하기 표 3에는 발명예와 비교예의 기계적 성질과 미세조직 관찰결과를 나타내었다. 하기 표 3에서 TS, Hv, 최대균열 길이는 각각 냉간압연판의 인장강도, Micro-Vickers 경도값을 의미하며 최대 균열길이는 직경 10mm의 원형 금형을 이용하여 Clearance 6% 조건으로 펀칭한 후 200℃에서 1시간 열처리한 후 단면에서 발생한 최대균열의 길이를 측정한 결과이다. 균열의 길이는 광학현미경 100배율 관찰결과로부터 측정하였다.
강 중 형성된 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 크기는 냉간압연 전인 열간압연판에 대하여 분석하였다. 강 중 형성된 평균 크기 10~50nm의 탄화물, 질화물 및 탄질화물은 냉간압연에 의해 그 크기와 분율이 변화하지는 않으며, 냉간압연 이후 심하게 변형된 미세조직에서는 그 크기와 분율을 정확하게 관찰하기 어려운 문제가 있으므로 열간압연판에 대하여 분석하였다. 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 평균크기는 투과전자현미경을 이용하여 측정한 결과로부터 결정하였다. 평균크기 100nm이상의 탄화물과 질화물의 측정은 50,000배율 측정결과를 이용하였으며 평균크기 100nm이하의 석출물은 100,000배율 측정결과를 이용하였다. 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 0°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다.
구분 C Si Mn Cr Al P S N Mo Ti Nb V B
비교예1 0.04 0.2 1.6 0.01 0.03 0.01 0.004 0.004 0.005 0.1 0.04 0.005 0.0003
비교예2 0.05 0.1 1.4 0.1 0.03 0.008 0.003 0.004 0.007 0.06 0.03 0.1 0.0003
비교예3 0.06 0.1 1.9 0.2 0.035 0.01 0.003 0.005 0.05 0.08 0.03 0.005 0.001
비교예4 0.07 0.2 1.8 0.01 0.05 0.01 0.005 0.004 0.1 0.035 0.03 0.005 0.0003
비교예5 0.08 0.3 1.4 0.01 0.025 0.009 0.003 0.004 0.1 0.08 0.005 0.05 0.0003
비교예6 0.07 0.2 1.7 0.1 0.03 0.01 0.003 0.003 0.05 0.12 0.055 0.006 0.0003
비교예7 0.085 0.1 1.8 0.01 0.05 0.01 0.004 0.004 0.009 0.09 0.04 0.005 0.0003
비교예8 0.09 0.05 1.9 0.1 0.025 0.007 0.003 0.004 0.007 0.11 0.035 0.05 0.0003
비교예9 0.12 0.2 2 0.01 0.5 0.01 0.003 0.004 0.006 0.12 0.03 0.1 0.0003
비교예10 0.08 0.5 2.2 0.01 0.1 0.01 0.003 0.004 0.05 0.15 0.03 0.02 0.0012
발명예1 0.055 0.1 1.7 0.01 0.03 0.01 0.003 0.005 0.1 0.06 0.02 0.005 0.0003
발명예2 0.06 0.15 1.8 0.01 0.028 0.006 0.004 0.004 0.05 0.11 0.02 0.005 0.0003
발명예3 0.07 0.1 1.9 0.01 0.03 0.008 0.003 0.004 0.15 0.05 0.06 0.005 0.0003
발명예4 0.07 0.2 1.9 0.01 0.035 0.01 0.002 0.003 0.15 0.055 0.045 0.005 0.0003
발명예5 0.07 0.1 1.7 0.1 0.03 0.009 0.003 0.004 0.05 0.08 0.03 0.05 0.0003
발명예6 0.07 0.4 1.9 0.01 0.037 0.01 0.003 0.004 0.14 0.12 0.03 0.005 0.0003
발명예7 0.07 0.15 1.95 0.15 0.03 0.01 0.004 0.003 0.05 0.1 0.02 0.005 0.0003
발명예8 0.075 0.2 1.8 0.01 0.03 0.007 0.003 0.004 0.1 0.09 0.02 0.06 0.0003
시편 관계식
(1)		 관계식
(2)		 FDT
(℃)		 CT
(℃)		 냉간압하율
(%)
비교예1 1.72 0.72 887 605 66
비교예2 1.66 0.80 889 614 73
비교예3 2.63 0.39 908 613 62
비교예4 2.16 0.19 892 615 65
비교예5 1.76 0.39 894 604 63
비교예6 2.07 0.53 895 612 62
비교예7 1.93 0.33 901 614 72
비교예8 2.16 0.47 898 608 56
비교예9 2.12 0.47 905 599 74
비교예10 2.70 0.55 911 617 65
발명예1 2.06 0.32 899 612 67
발명예2 2.03 0.49 905 610 66
발명예3 2.38 0.29 909 623 62
발명예4 2.38 0.29 912 601 65
발명예5 2.07 0.49 915 625 65
발명예6 2.36 0.48 915 624 64
발명예7 2.39 0.40 918 626 68
발명예8 2.16 0.50 913 627 63
구분 인장강도
(MPa)		 경도
(Hv)		 목표
TS
(MPa)		 목표
경도
(Hv)		 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 평균 크기 (nm) 전단가공부
최대균열 길이(mm)		 전단가공부
단면품질
비교예1 1237 334 ≥1200 ≥340 4 0.06 ◎
비교예2 1260 341 7 4 △
비교예3 1238 334 12 2 △
비교예4 1098 297 35 0.03 ◎
비교예5 1236 334 13 0.08 ◎
비교예6 1315 356 8 6 X
비교예7 1372 362 ≥1350 ≥355 15 3 △
비교예8 1291 349 13 0.05 ○
비교예9 1434 384 22 8 X
비교예10 1460 390 8 10 X
발명예1 1271 344 ≥1200 ≥340 15 0.06 ◎
발명예2 1330 353 16 0.2 ○
발명예3 1263 342 18 0.4 ○
발명예4 1281 346 19 0.05 ◎
발명예5 1287 348 18 0.04 ◎
발명예6 1384 368 ≥1350 ≥355 21 0.8 ○
발명예7 1374 370 22 0.6 ○
발명예8 1359 367 15 0.3 ○
비교예 1과 2는 관계식(1)과 관계식(2)를 모두 만족하지 못하였으며, 비교예 1은 C의 함량도 발명의 범위를 만족하지 못하였다. 두 비교예 모두 충분한 고용강화 효과를 얻지 못하였으며, 비교적 낮은 C함량 및 상대적으로 과도한 Ti, Nb, V에 의해 관계식(2)의 상한을 초과하였다. 따라서, 강중 형성된 탄,질화물 및 석출물의 크기가 미세하였으나 강의 강도를 충분히 확보하지는 못하였다. 또한, 비교예 2는 냉간압하율이 본 발명에서 제어한 범위를 초과하여 부여한 결과, 펀칭가공 후 전단가공면에서의 균열이 다소 심하게 발생하여 전단가공면의 품질이 열위함을 확인할 수 있다.
비교예 3과 5는 관계식(1)을 만족하지 못한 경우로 비교예 3은 관계식 (1)의 발명범위를 초과하여 강의 중심부에서의 편석발생이 증가하여 전단가공부에서의 품질이 열위하였다. 또한, 비교예 5는 Mn, Cr, B함량 등이 적어 편석발생이 적어 전단가공면의 품질은 매우 양호하였으나 충분한 고용강화 효과를 얻지 못하여 목표로 한 강도와 경도값을 얻지 못하였다.
비교예 4와 6은 관계식(2)를 만족하지 못한 경우로, 비교예 4는 잉여 C이 잔류하여 조대한 석출물 및 탄화물을 형성하였으며 석출강화 효과가 부족하여 목표로 한 강도와 경도값을 얻지 못하였다.
비교예 6은 관계식(2)의 발명범위를 초과하여 미세한 석출물이 다량 형성되었으며 높은 강도를 얻을 수 있었으나, 전단가공부에서의 균열 발생이 심하였다.
비교예 7, 8, 9, 10은 냉간압연 후 인장강도 1350MPa이상, 경도값 355Hv이상을 목표로 제조한 강으로 비교예 7은 관계식 1을 만족하지 못하였으나 높은 냉간압하율로 목표로 한 물성을 확보하였다. 하지만, 높은 냉간압하율에 의해 전단가공부에서의 균열발생이 다소 심하였다.
비교예 8과 9는 모두 관계식(1)과 (2)를 만족하였으나 냉간압하율이 부적합하여 목표 물성을 얻지 못하였거나 전단가공부의 품질이 열위하였다. 비교예 10은 관계식(1)과 (2)를 모두 만족하지 않은 경우로, 전단가공부의 품질이 열위하였다.
반면에, 발명예들은 모두 본 발명에서 제안한 성분범위와 제조조건 및 관계식(1), (2)를 모두 만족하여 목표로 한 재질을 확보할 수 있으며, 전단가공부의 품질도 우수함을 확인할 수 있다.
발명예와 비교예의 관계식(1), 관계식(2)와 전단가공부 최대균열의 길이의 관계를 도1에 나타내었다. 도1에서 빗금친 영역이 본 발명의 범위에 해당한다.
이상에서 본 발명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, B: 0.0003~0.0010%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.13%, V: 0.005~0.2%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    하기 관계식(1) 및 관계식(2)를 만족하고,
    탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1이상을 포함하며, 냉간압연 전 미세조직은 페라이트 상의 면적분율이 90%이상이며 미세한 펄라이트 상이 5%미만이고 그 외에 베이나이트 상이 불가피하게 포함하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
    관계식(1): 2.0 ≤ [Mn]+2.5[Mo]+1.5[Cr]+300[B] ≤ 2.5
    관계식(2): 0.2 ≤ ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14) ≤ 0.5
    (단, 상기 관계식(1) 및 (2)에서 각 원소기호는 해당 합금원소의 중량%를 나타냄.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 평균 크기는 10~50nm인 것을 특징으로 하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 인장강도가 1200MPa이상이고 경도값이 340Hv이상인 것을 특징으로 하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    전단가공시 발생하는 균열은 최대 균열의 길이가 1mm이하인 것을 특징으로 하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  5. 삭제
  6. 중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.2~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, B: 0.0003~0.0010%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.08%, Ti: 0.005~0.13%, V: 0.005~0.2%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식(1) 및 관계식(2)를 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위의 온도에서 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연 후 550~750℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각하고 권취하는 단계; 및
    상기 권취 후 산세하여 냉간압하율 60~70%으로 냉간압연하는 단계를 포함하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
    관계식(1): 2.0 ≤ [Mn]+2.5[Mo]+1.5[Cr]+300[B] ≤ 2.5
    관계식(2): 0.2 ≤ ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51)/([C]/12+[N]/14) ≤ 0.5
    (단, 상기 관계식(1) 및 (2)에서 각 원소기호는 해당 합금원소의 중량%를 나타냄.)
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 연속 주조 공정에 의해 생산된 것을 특징으로 하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 삭제
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 냉연강판은 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1이상을 포함하며, 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 평균 크기는 10~50nm인 것을 특징으로 하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 6항에 있어서,
    상기 냉연강판은 인장강도가 1200MPa이상이고 경도값이 340Hv이상인 것을 특징으로 하는 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
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